DE112012001745T5

DE112012001745T5 - Stahl zum Kaltstanzen und Stahlelement für einen Stahlriemen unter Verwendung desselben

Info

Publication number: DE112012001745T5
Application number: DE112012001745.5T
Authority: DE
Inventors: Kentaro Takada; Hiroki Terada; Shinichiro Kato
Original assignee: Honda Motor Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd
Priority date: 2011-04-18
Filing date: 2012-04-17
Publication date: 2014-04-17
Also published as: CN103502495A; US20140053955A1; WO2012144495A1; JP2012224896A; JP5619668B2

Abstract

Ein Element für einen Stahlriemen bereitzustellen, welcher in einem CVT vom Riementyp verwendet wird, welches in der Verschleißfestigkeit und der Zähigkeit besser ist und einen Stahl zum Kaltstanzen bereitzustellen, welcher dasselbe bereitstellt. Die Erfindung ist ein Stahl zum Kaltstanzen, umfassend einen Stahl von einer Komponentenzusammensetzung, welche das folgende erfüllt: 10,8 [C] + 5,6 [Si] + 2,7 [Mn] + 0,3 [Cr] + 7,8 [Mo] + 1,4 [V] ≤ 13. Der Stahl umfasst eine Komponentenzusammensetzung von C innerhalb des Bereichs von 0,50 bis 0,70 Massen-%, Si innerhalb des Bereichs von 0,03 bis 0,60 Massen-%, Mn innerhalb des Bereichs von 0,50 bis 1,00 Massen-%, Cr innerhalb des Bereichs von 0,20 bis 1,00 Massen-%, Ti innerhalb des Bereichs von 0,01 bis 0,10 Massen-%, und B innerhalb des Bereichs von 0,0005 bis 0,0050 Massen-% als erforderliche zusätzliche Elemente, P innerhalb des Bereichs von 0,025 Massen-% oder weniger und S innerhalb des Bereichs von 0,015 Massen-% oder weniger als optionale zusätzliche Elemente, und der Rest als Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Eine Härte von 88 HRB oder weniger ist in einer Struktur vorgesehen, welche erreicht wird, indem der Stahl erhitzt wird und in einem Einphasen-Austenit-Temperaturbereich gehalten wird und nachfolgend eine Abkühlung mit einer vorbestimmten Rate durchgeführt wird, um feine Karbide in einer hauptsächlich Ferrit + Perlit-Mischstruktur zu dispergieren.

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die vorliegende Erfindung betrifft einen Stahl zum Kaltstanzen, welcher in ein Element für einen Stahlriemen verarbeitet wird, welches in einem CVT vom Riementyp von einem Kraftfahrzeug oder dergleichen verwendet wird, und das Stahlelement.
TECHNISCHER HINTERGRUND
In einem stufenlos verstellbaren Getriebe (CVT) vom Riementyp von einem Kraftfahrzeug oder dergleichen ist ein Stahlriemen zwischen ein Paar von Riemenscheiben auf einer Antriebsseite und einer Abtriebsseite gewickelt, um eine Kraft zu übertragen. Ein solcher Stahlriemen umfasst eine Struktur, bei welcher eine Mehrzahl von Chip-förmigen Elementen (Stahlstücke) zusammengefügt sind, sodass sie sich entlang eines ringförmigen Riemens überlappen. Dieser Stahlriemen wird in eine V-förmige Nut von der abtriebsseitigen Riemenscheibe eingesetzt und bewegt sich in der radialen Richtung der Riemenscheibe, wenn die Nutbreite verändert wird, was es ermöglicht, den Rotationsradius davon kontinuierlich einzustellen und das antriebsseitige und abtriebsseitige Riemenscheiben-Rotationsverhältnis problemlos zu verändern.
Das Stahlelement für einen Stahlriemen wird kontinuierlich angetrieben, während es in Kontakt mit der V-förmigen Nut von der abtriebsseitigen Riemenscheibe ist, wie oben beschrieben, und verwendet daher einen Stahl mit einer hohen Härte, welche in der Verschleißfestigkeit besser ist. Im Allgemeinen wird ein Stahl mit einem relativ hohen Kohlenstoffgehalt, wie zum Beispiel JIS SKS95 (C: 0,80–0,90 Massen-%, Si: 0,50 Massen-% oder weniger, Mn: 0,80–1,10 Massen-%, P: 0,030 Massen-% oder weniger, S: 0,030 Massen-% oder weniger und Cr: 0,20–0,60 Massen-%) verwendet. Ein kaltgewalzter Stahl, welcher ein Kugelkarbid umfasst, wird in eine Elementform kaltgestanzt, abgeschreckt und von einer Temperatur von Acm oder höher auf einem Zustandsdiagramm angelassen, und mit einem getemperten martensitischen Gefüge versehen, wobei eine bestimmte Menge an unlöslichen Karbiden dispergiert sind.
Ein Stahlelement kaltzustanzen reduziert jedoch die Produktivität, wenn ein Stahl mit hoher Härte verwendet wird. Daher werden Herstellungsverfahren erwogen, bei denen Stahl, welcher einer Enthärtungswärmebehandlung unterzogen ist, kaltgestanzt wird und anschließend einer Härtungswärmebehandlung unterzogen wird. Um eine Verformung von einem Stahlelement nach dem Stanzen zu verhindern, sollte die Härtungswärmebehandlung für eine kurze Zeitperiode bei einer relativ niedrigen Temperatur durchgeführt werden. In Reaktion hierauf erforschten die vorliegenden Erfinder die Erlangung eines Stahls, welcher sowohl eine hohe Verschleißfestigkeit aufgrund einer hohen Härte als auch eine hohe Zähigkeit hat, welcher im Stande ist, einem Kontakt durch eine Relativbewegung mit den Riemenscheiben standzuhalten, durch einen Fokus auf einen naheutektischen Stahl mit der niedrigsten Temperatur in einem stabilen Einphasen-Austenit-Bereich auf einem Zustandsdiagramm, und eine Härtungswärmebehandlung bei einer Temperatur nahe dem eutektischen Zusammensetzungspunkt durchzuführen.
Beispielsweise offenbart das Patentdokument 1 ein Stahlelement mit hohem Kohlenstoffgehalt, welches ein naheutektischer Stahl ist, welcher eine hohe Kerbschlagzähigkeit hat, welche größer oder gleich 25 J/cm² ist, während eine Härte von 600–900 Hv beibehalten wird. Insbesondere offenbart dieser Stand der Technik ein Stahlelement mit hohem Kohlenstoffgehalt, welches eine Komponentenzusammensetzung umfasst von C: 0,60–1,30 Massen-%, Si: ≤ 1,0 Massen-%, Mn: 0,2–1,5 Massen-%, P: ≤ 0,02 Massen-%, S: ≤ 0,02 Massen-%, Mo: ≤ 0,5 Massen-%, und V: ≤ 0,5 Massen-%, wobei die unlöslichen Karbide in der Struktur nach dem Abschrecken und Anlassen dazu veranlasst werden, bei einem Volumenanteil V_f (Volumen-%) von 8,5 < 15,3 × C% – V_f < 10,0 zu verbleiben, und die groben, unlöslichen Karbide mit einer Partikelgröße von 1,0 μm oder größer sind auf zwei oder weniger jede Beobachtungsfläche von 100 μm² beschränkt. Folglich stellt der Stand der Technik fest, dass eine Hinzugabe von Mo die Härtbarkeit (Abschreckbarkeit) und Zähigkeit erhöht und ein spezielles Karbid mit Ni ausbildet, um auf diese Weise auch die Verschleißfestigkeit zu erhöhen. Ferner stellt der Stand der Technik fest, dass eine Hinzugabe von V das Austenit-Korn verfeinert, was es ermöglicht, auch die Verschleißfestigkeit zu erhöhen.
Ferner offenbart das Patentdokument 2 einen naheutektischen Stahl, welcher in der Zähigkeit und Dauerfestigkeit besser ist. Insbesondere offenbart dieser Stand der Technik einen Kohlenstoff-Stahl, welcher eine Komponentenzusammensetzung umfasst, welche umfasst C: 0,50–0,70 Massen-%, Si: ≤ 0,5 Massen-%, Mn: 1,0–2,0 Massen-%, P: ≤ 0,02 Massen-%, S: ≤ 0,02 Massen-%, und Al: 0,001–0,10 Massen-%, wie auch einen oder zwei oder mehrere von V: 0,05–0,50 Massen-%, Ti: 0,02–0,20 Massen-%, Nb: 0,01–0,50 Massen-% und Mo: ≤ 0,50 Massen-%, wobei das Weichglühverhältnis von den unlöslichen Karbiden in der Struktur nach dem Glühen 95% oder größer ist, und grobe unlösliche Karbide mit einer Partikelgröße von 2,5 μm oder größer nicht erzeugt werden. Folglich stellt der Stand der Technik fest, dass eine Hinzugabe von Mo die Härtbarkeit erhöht, und eine Hinzugabe von V ein Carbonnitrid ausbildet, was die Zähigkeit erhöht.
BEZUGNAHME AUF DEN STAND DER TECHNIK
PATENTDOKUMENTE

Patentdokument 1: Japanische Patentanmeldung Publikationsnr. 2006-63384
Patentdokument 2: Japanische Patentanmeldung Publikationsnr. 2009-24233

ÜBERSICHT DER ERFINDUNG
DURCH DIE ERFINDUNG ZU LÖSENDE PROBLEME
Eine Hinzugabe eines seltenen Metalls wie zum Beispiel Mo oder V, wie in dem Stahl, welcher in dem Patentdokument 1 und dem Patentdokument 2 offenbart ist, ermöglicht es, einen Stahl zu erhalten, welcher in der Verschleißfestigkeit und der Zähigkeit besser ist. Dennoch ist es aus Kostengründen bevorzugt, ungefähr denselben oder einen höheren Grad an Verschleißfestigkeit und Zähigkeit zu erreichen, während die zugegebene Menge an diesen seltenen Metallen reduziert wird.
Die vorliegende Erfindung erfolgte angesichts solcher Umstände und es ist daher eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Stahlriemenelement bereitzustellen, welches in einem CVT vom Riementyp von einem Kraftfahrzeug oder dergleichen verwendet wird, welches in der Verschleißfestigkeit und Zähigkeit besser ist, während die Menge an seltenen Metallen wie zum Beispiel Mo und V unterdrückt wird, und einen Stahl zum Kaltstanzen bereitzustellen, welcher das Gleiche bietet.
MITTEL ZUR LÖSUNG DER PROBLEME
Der Stahl zum Kaltstanzen gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst einen Stahl mit einer Komponentenzusammensetzung, welche 10,8 [C] + 5,6 [Si] + 2,7 [Mn] + 0,3 [Cr] + 7,8 [Mo] + 1,4 [V] ≤ 13 erfüllt, wobei [M] als Massen-% von dem chemischen Element M angegeben ist, ferner umfassend eine Komponentenzusammensetzung von C innerhalb des Bereichs von 0,50 bis 0,70 Massen-%, Si innerhalb des Bereichs von 0,03 bis 0,60 Massen-%, Mn innerhalb des Bereichs von 0,50 bis 1,00 Massen-%, Cr innerhalb des Bereichs von 0,20 bis 1,00 Massen-%, Ti innerhalb des Bereichs von 0,01 bis 0,10 Massen-%, und B innerhalb des Bereichs von 0,0005 bis 0,0050 Massen-% als benötigte zusätzliche Elemente, P innerhalb des Bereichs von 0,025 Massen-% oder weniger und S innerhalb des Bereichs von 0,015 Massen-% oder weniger als optionale zusätzliche Elemente, und der Rest als Fe und unvermeidliche Verunreinigungen, wobei: eine Härte von 88 HRB oder weniger in einer überwiegenden Ferrit + Perlit-Mischstruktur erreicht wird, in welcher feine Karbide dispergiert sind, wenn er erhitzt wird und dann innerhalb eines Temperaturbereichs von einem Einphasen-Austenit gehalten wird und nachfolgend eine Abkühlung mit einer vorbestimmten Rate durchgeführt wird.
Gemäß einer solchen Erfindung ist es möglich, den Stahl zum Kaltstanzen vorteilhaft in eine Form von einem Stahlriemenelement von einem CVT vom Riementyp kaltzustanzen. Ferner umfasst der Stahl zum Kaltstanzen eine Struktur, bei welcher feine Karbide mit einem B-Kern in einer überwiegend Ferrit + Perlit-Mischstruktur dispergiert sind. Eine vorbestimmte Abschreck- und Anlass-Wärmebehandlung ermöglicht es, grobe Karbide zu unterdrücken, während eine hohe Verschleißfestigkeit als ein Stahlelement aufgrund der dispergierten Struktur von den feinen Karbiden bereitgestellt wird, wodurch auch ein Stahlelement mit einer hohen Zähigkeit bereitgestellt wird.
Die oben beschriebene Erfindung kann gekennzeichnet sein durch die Unterdrückung von groben Karbiden mit einem kreisäquivalenten Durchmesser von 0,5 μm oder größer auf 1,2 × 10⁵ Karbide oder weniger pro 1 mm im Quadrat in einer Schnittstruktur. Gemäß einer solchen Erfindung ermöglichte es eine vorbestimmte Abschreck- und Anlass-Wärmebehandlung, grobe Karbide zu unterdrücken und ein Stahlelement mit einer hohen Zähigkeit bereitzustellen.
Das Stahlriemenelement von einem CVT vom Riementyp gemäß der vorliegenden Erfindung zeichnet sich aus durch die Bereitstellung von einer Abschreck- und Anlass-Wärmebehandlung, nachdem der Stahl zum Kaltstanzen, welcher irgendeine von den oben beschriebenen Erfindungen umfasst, in eine vorbestimmte Form kaltgestanzt ist, um auf diese Weise eine Härte von 640 Hv oder größer bereitzustellen.
Gemäß einer solchen Erfindung umfasst das Stahlelement eine hohe Zähigkeit als ein Stahlelement aufgrund einer Struktur, welche grobe Karbide unterdrückt, während es eine hohe Verschleißfestigkeit als ein Stahlelement umfasst.
Die oben beschriebene Erfindung kann gekennzeichnet sein durch die Unterdrückung von groben Karbiden mit einem kreisäquivalenten Durchmesser von 0,5 μm oder größer auf 1,3 × 10⁴ Karbide oder weniger pro 1 mm im Quadrat in einer Schnittstruktur. Gemäß einer solchen Erfindung umfasst das Stahlelement eine hohe Zähigkeit als ein Stahlelement aufgrund einer Struktur, welche grobe Karbide unterdrückt, während es eine hohe Verschleißfestigkeit als ein Stahlelement umfasst.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 ist ein Diagramm, welches das Herstellungsverfahren von einem Stahlelement gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt.
2 ist ein Diagramm, welches die Schnittstruktur von einer Enthärtungswärmebehandlung zeigt.
3 ist eine Tabelle, welche die Komponentenzusammensetzung von einer Ausführungsform und einem Vergleichsbeispiel zeigt.
4 ist ein Diagramm, welches die Form von einem Probestück von einer Schlagprobe zeigt.
5 ist ein Diagramm, welches das Verfahren von der Verschleißprüfung zeigt.
6 ist eine Tabelle, welche die Testergebnisse zusammenfasst.
7 ist ein Diagramm, welches das Schlagverhältnis bezüglich der Härte nach der Härtungswärmebehandlung zeigt.
8 ist ein Diagramm, welches das Zusammensetzungsprofil von unlöslichen Karbiden zeigt.
9 sind Fotografien von einer Schnittstruktur, welche das Vordringen von einem Riss zeigt.
10 ist eine grafische Darstellung, welche die Ergebnisse von der Verschleißprüfung zeigt.
11 ist eine grafische Darstellung, welche die Ergebnisse von der Verschleißprüfung zeigt.
12 ist ein Diagramm, welches die beobachtete Menge je unlösliches Karbid-Größe nach einer Enthärtungswärmebehandlung zeigt.
13 ist ein Diagramm, welches die beobachtete Menge je unlösliches Karbid-Größe nach einer Härtungswärmebehandlung zeigt.
MODUS ZUR DURCHFÜHRUNG DER ERFINDUNG
Das nachfolgende beschreibt das Herstellungsverfahren von einem Stahlelement für einen Stahlriemen von einem CVT vom Riementyp als eine Ausführungsform gemäß der vorliegenden Erfindung basierend auf 1.
Als erstes wird eine dünne Stahlplatte, welche eine vorbestimmte Komponentenzusammensetzung nahe einer eutektischen Zusammensetzung umfasst, welche eine vorbestimmte Menge an B und Ti umfasst, einer Enthärtungswärmebehandlung (S1) unterzogen, um einen Stanzvorgang leichter zu machen, wie später beschrieben wird. Gemäß einer solchen Enthärtungswärmebehandlung wird die dünne Stahlplatte auf eine relativ niedrige Temperatur erhitzt, welche sich in dem temperaturstabilen Einphasen-Austenit-Bereich (austenite single-phase stable-temperature range) befindet, d. h., eine Temperatur, welche 20–30°C höher als die Linien A3 und Acm ist, auf der Temperatur für eine vorbestimmte Zeitperiode gehalten und dann mit einer vorbestimmten Rate abgekühlt. Gemäß dieser Enthärtungswärmebehandlung ist es möglich, einen Stahl zum Kaltstanzen zu erhalten, in welchem unlösliche Karbide durch B in der Komponentenzusammensetzung fein dispergiert sind. Dieser Kaltstanzstahl umfasst eine vorteilhafte Kaltstanzbarkeit, was es ermöglicht, leicht eine Stahlelementform zu bearbeiten.
Folglich, wie in 2 gezeigt, ist in der dünnen Stahlplatte, welche eine Perlit-Struktur umfasst, B insbesondere in dem Zementit-Abschnitt in der Perlit-Struktur (auf 2(a) bezugnehmend) dispergiert. Wenn diese dünne Stahlplatte erhitzt wird und in dem temperaturstabilen Einphasen-Austenit-Bereich gehalten wird, verändert sich die dünne Stahlplatte zu einem Einphasen-Austenit (auf 2(b) bezugnehmend). Bevor sich die dünne Stahlplatte vollständig zu dem Einphasen-Austenit verändert, und wenn die Temperatur noch einmal langsam zu dem temperaturstabilen Ferrit-Bereich abnimmt, werden zuerst die Kohlenstoffe, welche sich in dem Ferrit nicht lösen können, als Karbide ausgeschieden, wobei einige von den Karbiden mit dem dispergierten B als dem Ausscheidungskern ausscheiden/ausfällen (auf 2(c) und auch 8 bezugnehmend). Wenn die Temperatur weiter abnimmt, wird die Struktur eine, bei der die Karbide in einer Mischstruktur aus groben Perlit-Körnern und Ferrit-Körnern fein dispergiert sind (auf 2(d) bezugnehmend).
Das heißt, um zu bewirken, dass die Temperatur zu dem temperaturstabilen Ferrit-Bereich abnimmt, während die Dispergierung von B, so wie sie ist, beibehalten wird, ohne eine B-Aggregation zu verursachen, wird die Reduzierung der gehaltenen Temperatur begonnen, bevor der Stahl sich vollständig zu dem Einphasen-Austenit verändert hat, bei einer relativ niedrigen Temperatur nahe der Linie A3 und der Linie Acm. Es ist anzumerken, dass eine Einbeziehung von Ti in Verbindung mit B bewirkt, dass Ti vorzugsweise Nitride mit N anstelle von B erzeugt und eine Erzeugung von B-Nitrieden unterdrückt, um auf diese Weise die Dispergierung von B beizubehalten.
Wiederum unter Bezugnahme auf 1 wird der Kaltstanzstahl in eine vorbestimmte Elementform gestanzt, wodurch das Stahlelement erhalten wird (S2).
Ferner wird eine Härtungswärmebehandlung durchgeführt, um dem durch das Stanzen erhaltenden Stahlelement eine Verschleißfestigkeit und dergleichen zu verleihen (S3). D. h., Abschrecken und Anlassen werden durchgeführt. Es ist anzumerken, dass, um eine Verformung von dem Stahlelement zu verhindern, welches das dünne Stahlblech umfasst, diese Wärmebehandlung vorzugsweise für eine kurze Zeitperiode bei einer relativ niedrigen Temperatur durchgeführt wird. D. h., ähnlich zu der Enthärtungswärmebehandlung (S1) wird das dünne Stahlblech auf eine relativ niedrige Temperatur erhitzt und auf dieser gehalten, welche sich in dem temperaturstabilen Einphasen-Austenit-Bereich befindet, und abgeschreckt. In einem solchen Fall werden feine Karbide, wobei B durch die Enthärtungswärmebehandlung im Kern dispergiert ist, beibehalten. Mit dieser Anordnung ist es möglich, ein Stahlriemenelement, welches in einem CVT vom Riementyp von einem Kraftfahrzeug oder dergleichen verwendet wird, mit besserer Verschleißfestigkeit und Zähigkeit zu erhalten.
Als nächstes wurde eine Beurteilung betreffend die Härte und dergleichen, welche von dem Kaltstanzstahl benötigt wird, um den Stahl in ein Stahlriemenelement kaltzustanzen, durchgeführt und wurde eine Beurteilung betreffend die mechanischen Charakteristika (Zähigkeit und Verschleißfestigkeit), welche als ein Stahlriemenelement benötigt werden, wenn eine Härtungswärmebehandlung bei diesem Stahl zum Kaltstanzen vorgesehen war, durchgeführt. Diese werden unter Verwendung der 3 bis 5 beschrieben.
Als erstes erreichten die vorliegenden Erfinder die vorliegende empirische Gleichung für die Beziehung zwischen Komponentenelementen und einer Härte, wenn eine Komponentenzusammensetzung, wie zum Beispiel JIS SKS95, eingestellt wird, um ein Erreichen einer Härte sicherzustellen, welche für Kaltstanzen geeignet ist. H₁ = 10,8 [C] + 5,6 [Si] + 2,7 [Mn] + 0,3 [Cr] + 7,8 [Mo] + 1,4 [V] + 75 (Gleichung 1)
Folglich wurden zuerst Zielwerte von Komponentenzusammensetzungen ausgewählt, um sicherzustellen, dass später beschriebene vorbestimmte Härtewerte durch die Gleichung 1 erreicht werden und sobald der Stahl hergestellt war, wurden Stähle von den Komponentenzusammensetzungen von den Ausführungsformen 1–10 und Vergleichsbeispielen 1–11, welche in 3 gezeigt sind, erhalten. In den Komponentenzusammensetzungen von den Ausführungsformen 1–10 und Vergleichsbeispielen 1–11 von 3 wurde Mo in dem Vergleichsbeispiel 3 zugegeben und V wurde in dem Vergleichsbeispiel 4 zugegeben gemäß Zielwerten, aber wurden in den anderen Ausführungsformen und Vergleichsbeispielen nicht absichtlich basierend auf Zielwerten zugegeben und wurden als Verunreinigungen erfasst.
Das nachfolgende beschreibt das Herstellungsverfahren von einem Probestück, welches für eine Auswertung verwendet wird. Als erstes wurden 150 kg von einer Vorlegierung durch einen Vakuum-Induktionsofen geschmolzen und es wurden Blöcke/Barren erhalten, welche die in 3 gezeigten Komponentenzusammensetzungen umfassen.
Als nächstes wurde der Block für 3 Stunden auf 1200°C gehalten, ein Abschnitt desselben wurde abgeschnitten und zu einem Rundstab mit einer im Wesentlichen zylindrischen Form mit einem Durchmesser von 25 mm warmgeschmiedet. Es ist anzumerken, dass die Temperatur nach der Beendigung des Schmiedens 900°C oder höher war. Als nächstes wurde der Rundstab für 60 Minuten bei 840°C gehalten, Luft-gekühlt und normalisiert. Ferner wurde der Rest von dem abgeschnittenen Block auf 3,5 mm warmgewalzt, in ähnlicher Weise normalisiert und dann auf 1,5 mm kaltgewalzt, um einen Walzstahl zu erhalten.
Der Walzstahl wurde dann einer Wärmebehandlung unterzogen, wodurch der Stahl für 1 Stunde bei 760°C gehalten wurde, mit 10°C pro Stunde langsam auf 650°C abgekühlt wurde und nachfolgend Luft-gekühlt wurde, wie die oben beschriebene Enthärtungswärmebehandlung (S1). Der Stahl wurde dann passen poliert usw., zu Probestücken für eine Strukturbeobachtung gemacht und auf Rockwell-Härte, die Anzahl an unlöslichen Karbiden usw. gemessen.
Der Rundstab, nachdem er einer Wärmebehandlung unterzogen wurde, welche der Enthärtungswärmebehandlung (S1) ähnelt, wurde für 30 Minuten bei 800°C gehalten und dann Abschrecken und Anlassen unterzogen, wobei der Rundstab in einem 70°C-Ölbad abgeschreckt wurde und dann 120 Minuten bei 180°C angelassen wurde, wie bei der oben beschriebenen Härtungswärmebehandlung (S3). Ein Abschnitt von dem Rundstab nach der Wärmebehandlung wurde dann abgeschnitten und zu einem Untergröße-Schlagprobestück 1 mit einer solchen Form, wie sie in 4 gezeigt ist, und zu einem Verschleißprobestück 13 mit einer im Wesentlichen rechtwinkligen Parallelepiped-Blockform mit einer Breite, Höhe und Dicke von jeweils 15,75 mm, 10,16 mm und 6,35 mm für die später beschriebene Verschleißprüfung weiterverarbeitet. Es ist anzumerken, dass das Probestück 13 geeignet poliert wurde usw. und nach Vickers-Härte, die Anzahl an unlöslichen Karbiden und so weiter gemessen wurde als ein Probestück für eine Strukturbeobachtung.
Der Mittelwert von der Rockwell-Härte, welche an fünf willkürlichen Punkten unter Verwendung eines kommerziellen Rockwell-Härteprüfgeräts gemessen wurde, wurde als ein Messwert H₂ etabliert. Es ist anzumerken, dass, da die Leichtigkeit des Kaltstanzens basierend auf einer Härte von weniger als 88 HRB erfahrungsgemäß differiert, in 6 die Kaltstanzbarkeit (maschinelle Bearbeitbarkeit) als günstig (O) beurteilt wurde, wenn der Messwert H₂ kleiner als 88 HRB war, und als ungünstig (X) beurteilt wurde, wenn der Messwert H₂ größer oder gleich 88 HRB war.
Die Vickers-Härte wurde an fünf willkürlichen Punkten an Positionen gemessen, wo die Tiefe von der vorderen Fläche etwa 25 μm im Querschnitt von dem Verschleiß-Probestück 13 war, unter Verwendung eines kommerziellen Vickers-Härteprüfgeräts, und der Mittelwert davon wurde als ein Messwert H₃ etabliert.
Der Schlagversuch wurde unter Verwendung eines kommerziellen Charpy-Schlagprüfgeräts durchgeführt. Es ist anzumerken, dass das Schlagverhältnis in 6 ein Verhältnis bezüglich des Messwerts unter Verwendung des Probestücks von dem Vergleichsbeispiel 3 ist. Die Zähigkeit wurde als günstig (O) in einem Fall beurteilt, wo dieses Schlagverhältnis größer oder gleich 1 war, und als ungünstig (X) in einem Fall beurteilt, wo das Schlagverhältnis kleiner als 1 war.
Der Verschleißversuch wurde durch ein Block-auf-Ring-Verfahren unter Verwendung eines Verschleißprüfgeräts 10, wie dem in 5 gezeigten, durchgeführt. Insbesondere wurde das Verschleiß-Probestück 13 dazu gebracht, einen Ring 11, welcher teilweise in einen Tank 14, welcher ein Öl 12 bei 110°C bevorratet, eingetaucht und in diesem gedreht wurde, mit einer Last von 1200 N zu berühren und der Verschleißbetrag wurde bei einer relativen Gleitdistanz von 3000 m gemessen. Es ist anzumerken, dass die Gleitgeschwindigkeit von dem Verschleiß-Probestück 13 bezüglich des Rings 11 0,05 m/Sekunde beträgt. Ferner ist der Ring 11 ein Ringkörper mit einem Außendurchmesser von 35 mm und einer Dicke von 8,74 mm, umfassend einen Stahl in welchem ein einsatzgehärteter abgeschreckter und angelassener SCM420-Stahl auf eine Härte von etwa 750 Hv veredelt wurde. Die Verschleißverhältnisse von 6 sind Verhältnisse von dem gemessenen Querschnitt von dem verschlissenen Bereich von dem Verschleiß-Probestück 13 bezüglich des Verschleiß-Flächenbereichs von dem Vergleichsbeispiel 3. Die Verschleißfestigkeit wurde in einem Fall, wo dieses Verschleißverhältnis kleiner als 1 war als günstig (O) beurteilt und in einem Fall, wo das Verschleißverhältnis größer oder gleich 1 war, als ungünstig (X) beurteilt.
Die Anzahl an unlöslichen Karbiden wurde durch Bildanalyse von einer Schnittstruktur gemessen. Die Anzahl an unlöslichen Karbiden mit einem kreisäquivalenten Durchmesser von 0,5 μm oder größer, welche pro 100 μm im Quadrat vorhanden ist, wurde auf die Anzahl umgerechnet, welche je 1 mm im Quadrat vorhanden ist.
Die Ergebnisse sind in 6 zusammengefasst.
Als erstes wurde ein Schätzwert H₁ von der Härte, welcher aus jeder von den Komponentenzusammensetzungen von 3 unter Verwendung der oben beschriebenen Gleichung 1 berechnet wurde, und der Messwert H₂ als gut übereinstimmend befunden. Dies zeigt, dass der Effekt auf die Härte durch die Gleichung 1 selbst in der Ausführungsform abgeschätzt werden kann, in welcher B und Ti hinzugegeben wurden.
Gemäß jeder von den Ausführungsformen 1–10 ist die Härte H₂ nach der Enthärtungswärmebehandlung (S1) (nachfolgend als die ”Härte nach einer Enthärtungswärmebehandlung” bezeichnet) kleiner als 88 HRB, was zu einer besseren Stanzbarkeit führt. Andererseits ist die Härte H₃ nach der Härtungswärmebehandlung (S3) (nachfolgend als die ”Härte nach einer Härtungswärmebehandlung” bezeichnet) im wesentlichen dieselbe oder kleiner oder gleich der von dem Vergleichsbeispiel 3, das Schlagverhältnis ist größer oder gleich 1, und das Verschleißverhältnis ist kleiner als 1. D. h., verglichen mit dem Stand der Technik-Stahl sind die Zähigkeit und Verschleißfestigkeit größer oder gleich dem Stand der Technik-Wert.
Als eine Referenz, gemäß dem Vergleichsbeispiel 1, in welchem der C-Gehalt erhöht wurde, ohne Mo hinzuzugeben, verglichen mit dem Vergleichsbeispiel 3, ist die Härte H₂ nach der Enthärtungswärmebehandlung ein hoher 89,0 HRB, was zu einer schlechteren Stanzbarkeit führt. Ferner, während die Härte H₃ nach der Härtungswärmebehandlung hoch ist, ist das Schlagverhältnis kleiner als 1 und das Verschleißverhältnis ist größer als 1. D. h. das Vergleichsbeispiel 1 ist dem Vergleichsbeispiel 3 hinsichtlich der Zähigkeit und Verschleißfestigkeit unterlegen (schlechter). Die Anzahl an unlöslichen Karbiden nach der Härtungswärmebehandlung ist überaus höher als die von dem Vergleichsbeispiel 3, was es nahelegt, dass die Verschleißfestigkeit abnimmt.
Gemäß dem Vergleichsbeispiel 2, in welchem der C-Gehalt reduziert wurde, ohne Mo hinzuzugeben, verglichen mit dem Stand der Technik-Stahl, ist die Härte H₃ nach der Härtungswärmebehandlung ein niedriger 537 Hv und das Schlagverhältnis ist größer als 1, während das Verschleißverhältnis ein überaus hoher 5,58 ist. D. h., das Vergleichsbeispiel 2 ist verglichen mit dem Stand der Technik-Stahl bei der Verschleißfestigkeit überaus unterlegen.
Gemäß dem Vergleichsbeispiel 4, in welchem V anstelle von Mo hinzugegeben wurde, verglichen mit dem Stand der Technik-Stahl, sind die Zähigkeit und Verschleißfestigkeit im Wesentlichen dieselben wie jene von dem Vergleichsbeispiel 3.
Gemäß den Vergleichsbeispielen 5 und 7, in welchen der Si-Gehalt und der Mn-Gehalt erhöht wurden, ohne Mo hinzuzugeben, verglichen mit dem Stand der Technik-Stahl, übersteigt die Härte H₂ nach der Enthärtungswärmebehandlung 88 HRB und neigt dazu, bei der Kaltstanzbarkeit als ein Stahl zum Kaltstanzen unterlegen zu sein.
Andererseits, gemäß dem Vergleichsbeispiel 8, in welchem der Mn-Gehalt reduziert wurde, ohne Mo hinzuzugeben, verglichen mit dem Stand der Technik-Stahl, ist die Härte H₂ nach der Enthärtungswärmebehandlung niedrig und die Kaltstanzbarkeit als ein Stahl zum Kaltstanzen ist günstig. Nichtsdestotrotz ist das Verschleißverhältnis überaus größer als 1 und die Verschleißfestigkeit ist gegenüber der von dem Stand der Technik-Stahl weit unterlegen.
Gemäß dem Vergleichsbeispiel 9, in welchem der Cr-Gehalt erhöht wurde, ohne Mo hinzuzugeben, verglichen mit dem Stand der Technik-Stahl, ist die Kaltstanzbarkeit als ein Stahl zum Kaltstanzen günstig. Jedoch ist das Schlagverhältnis kleiner als 1 und das Verschleißverhältnis ist größer als 1, was in einer Zähigkeit und Verschleißfestigkeit resultiert, welche gegenüber denen von dem Stand der Technik-Stahl unterlegen sind.
Gemäß dem Vergleichsbeispiel 10, in welchem der Cr-Gehalt reduziert wurde, ohne Mo hinzuzugeben, verglichen mit dem Stand der Technik-Stahl, ist das Verschleißverhältnis größer als 1, was in einer Verschleißfestigkeit resultiert, welche gegenüber der von dem Stand der Technik-Stahl unterlegen ist.
Andererseits, gemäß der Ausführungsform 10, in welcher B und Ti anstelle von Mo hinzugegeben wurden, im Vergleich zum Stand der Technik-Stahl, umfasst der Stahl eine vorteilhafte Kaltstanzbarkeit als ein Stahl zum Kaltstanzen, mit einem hohen Schlagverhältnis von 1,22 und einem niedrigen Verschleißverhältnis von 0,65. D. h., der Stahl umfasst eine günstige Zähigkeit und Verschleißfestigkeit.
Auch gemäß der Ausführungsform 1, in welcher anstelle von Mo B und Ti hinzugegeben wurden, und Mn hinzugegeben wurde, während der C-Gehalt reduziert ist, verglichen mit dem Stand der Technik-Stahl, umfasst der Stahl eine vorteilhafte Stanzbarkeit als ein Stahl zum Kaltstanzen, ein äußerst hohes Schlagverhältnis von 1,4 und insbesondere eine bessere Zähigkeit.
Auch gemäß der Ausführungsform 2, in welcher anstelle von Mo B und Ti hinzugegeben wurden und der Cr-Gehalt und P-Gehalt erhöht wurden, verglichen mit dem Stand der Technik-Stahl, umfasst der Stahl eine vorteilhafte Stanzbarkeit als ein Stahl zum Kaltstanzen. Ferner sind sowohl die Zähigkeit als auch Verschleißfestigkeit größer als oder gleich jenen von dem Stand der Technik-Stahl.
Auch gemäß der Ausführungsform 3, in welcher anstelle von Mo B und Ti zugegeben wurden, und der Mn-Gehalt reduziert wurde, verglichen mit dem Stand der Technik-Stahl, umfasst der Stahl eine vorteilhafte Stanzbarkeit als ein Stahl zum Kaltstanzen, ein hohes Schlagverhältnis von 1,24 und ein niedriges Verschleißverhältnis von 0,68, was zu einer vorteilhaften Zähigkeit und Verschleißfestigkeit führt.
Auch gemäß der Ausführungsform 4, in welcher anstelle von Mo B und Ti zugegeben wurden und der Si-Gehalt erhöht wurde, im Vergleich zum Stand der Technik-Stahl, umfasst der Stahl eine vorteilhafte Stanzbarkeit als ein Stahl zum Kaltstanzen, ein hohes Schlagverhältnis von 1,20 und ein niedriges Verschleißverhältnis von 0,65, was zu einer vorteilhaften Zähigkeit und Verschleißfestigkeit führt.
Auch gemäß der Ausführungsform 5, in welcher anstelle von Mo B und Ti zugegeben wurden, und der C-Gehalt erhöht wurde, während der Si-Gehalt reduziert wurde, im Vergleich zum Stand der Technik-Stahl, umfasst der Stahl eine günstige Stanzbarkeit als ein Stahl zum Kaltstanzen. Ferner sind sowohl die Zähigkeit als auch Verschleißfestigkeit größer oder gleich jenen von dem Stand der Technik-Stahl.
Auch gemäß der Ausführungsform 6 und 7, in welcher anstelle von Mo B und Ti zugegeben wurden und der B-Gehalt und der Cr-Gehalt reduziert wurden, im Vergleich zum Stand der Technik-Stahl, umfasst der Stahl eine günstige Stanzbarkeit als ein Stahl zum Kaltstanzen. Ferner ist die Zähigkeit von dem Stahl als ein Stahlriemenelement größer oder gleich der von dem Stand der Technik-Stahl und die Verschleißfestigkeit ist günstig.
Auch gemäß den Ausführungsformen 8 und 9, in welchen anstelle von Mo B und Ti zugegeben wurden und der S-Gehalt und der Ti-Gehalt erhöht wurden, im Vergleich zum Stand der Technik-Stahl, umfasst der Stahl eine günstige Stanzbarkeit als ein Stahl zum Kaltstanzen und eine bessere Zähigkeit und Verschleißfestigkeit als ein Stahlriemenelement.
Nun, gemäß dem Vergleichsbeispiel 6, in welchem im Vergleich zu der Ausführungsform 10 B und Ti nicht zugegeben wurden, umfasst der Stahl eine günstige Stanzbarkeit als ein Stahl zum Kaltstanzen. Jedoch ist das Schlagverhältnis kleiner als 1 und das Verschleißverhältnis ist größer als 1, was sowohl zu einer Zähigkeit als auch Verschleißfestigkeit führt, welche gegenüber denen von dem Stand der Technik-Stahl unterlegen ist. Insbesondere sind die Zähigkeit und die Verschleißfestigkeit gegenüber denen der Ausführungsform 10 weit unterlegen.
Ferner, auch gemäß dem Vergleichsbeispiel 11, in welchem im Vergleich zu der Ausführungsform 10 Ti nicht zugegeben wurde, umfasst der Stahl eine günstige Stanzbarkeit als ein Stahl zum Kaltstanzen. Jedoch ist das Schlagverhältnis kleiner als 1 und das Verschleißverhältnis ist größer als 1, was sowohl zu einer Zähigkeit als auch Verschleißfestigkeit als ein Stahlriemenelement führt, welche gegenüber denen von dem Stand der Technik-Stahl unterlegen sind. Insbesondere sind die Zähigkeit und Verschleißfestigkeit gegenüber denen der Ausführungsform 10 weit unterlegen.
Das nachfolgende beschreibt die Tendenzen, welche aus jedem von den Ergebnissen von den obigen Ausführungsformen und Vergleichsbeispielen erzielt werden.
Wie in 7 gezeigt, in einer grafischen Darstellung, welche das Schlagverhältnis bezüglich der Härte H₃ nach der Härtungswärmebehandlung vergleicht, sind die Ausführungsformen 1–10, in welchen B und Ti zugegeben wurden, im Wesentlichen an derselben Position wie das Vergleichsbeispiel 3, in welchem Mo zugegeben wurde, und das Vergleichsbeispiel 4, in welchem V zugegeben wurde. Wenigstens die Ausführungsformen 1–10 sind an einer Position, welche sich weiter aufwärts und weiter rechts als die Vergleichsbeispiele 1 und 2 und die Vergleichsbeispiele 5–10 befindet, in welchen B und Ti nicht zugegeben wurden. D. h., obwohl die Härte H₃ nach der Härtungswärmebehandlung hoch ist, neigt das Schlagverhältnis dazu, außergewöhnlich zu sein. Dies ist absehbar, da B die Korngrenzenfestigkeit erhöht, was die Abscheidung von groben unlöslichen Karbiden unterdrückt, was einen Bruch auslöst. Während B der Abscheidungskern von unlöslichen Karbiden während einer Enthärtungswärmebehandlung wird, wie oben beschrieben, und als ein Ergebnis möglicherweise die Abscheidung von groben unlöslichen Karbiden unterdrückt, was einen Bruch auslöst, wird die Konzentration von B in dem zentralen Teil von einem unlöslichen Karbid 15 erhöht, wie in 8 gezeigt.
Ferner, auch verglichen mit dem Vergleichsbeispiel 11, in welchem B zugegeben wurde und Ti nicht zugegeben wurde, umfassen die Ausführungsformen 1–10 ein hohes Schlagverhältnis bezüglich der Härte H₃ nach der Härtungswärmebehandlung. In den Ausführungsformen 1–10 bindet Ti mit N vor B und somit nimmt die Menge an N, welches mit B bindet, möglicherweise ab und der oben beschriebene Effekt von B nimmt weiter zu.
Als nächstes, in Bezug auf eine Verschleißerscheinung, schreitet der Verschleiß aufgrund des Auftretens und Wachstums von einem Mikroriss 21 von der vorderen Fläche und Trennung von der vorderen Fläche vor. Wie in 9 gezeigt breitet sich der Mikroriss 21 bevorzugt an der Grenze zwischen dem unlöslichen Karbid 22 und einer Matrix 23 aus. Das heißt, eine Spannungskonzentration tritt möglicherweise leichter an der Grenze zwischen dem unlöslichen Karbid 22 und der Matrix 23 auf, was bewirkt, dass sich der Mikroriss 21 leichter ausbreitet, wenn das unlösliche Karbid 22 eine größere Größe hat. Folglich, wie in 10 gezeigt, um die Beziehung zwischen der Anzahl an groben unlöslichen Karbiden mit einem kreisäquivalenten Durchmesser von 0,5 μm oder größer und dem Verschleißverhältnis zusammenzufassen, nimmt das Verschleißverhältnis ab, wenn diese Anzahl abnimmt. D. h., die Ergebnisse zeigen, dass eine Reduzierung der Anzahl an groben unlöslichen Karbiden 23 es ermöglicht, die Verschleißfestigkeit zu verbessern.
Andererseits, während die Anzahl an groben unlöslichen Karbiden von dem C-Gehalt abhängig ist, bewirkt eine Abnahme des C-Gehalts eine Abnahme der Härte wie auch eine Abnahme der Verschleißfestigkeit. Wie in 11 gezeigt, in einem Fall, wo die Härte nach einer Härtungswärmebehandlung 640 Hv oder kleiner ist, nimmt das Verschleißverhältnis rasch zu, d. h., die Verschleißfestigkeit nimmt in hohem Maße ab. D. h., es existiert eine Untergrenze von dem C-Gehalt, welcher benötigt wird, um eine günstige Verschleißfestigkeit als ein Stahlriemenelement bereitzustellen. Andererseits, in dem Vergleichsbeispiel 1 und dergleichen, in welchem der C-Gehalt hoch ist, ist die Kaltstanzbarkeit als ein Kaltstanzstahl ungünstig und somit existiert auch eine Obergrenze von dem C-Gehalt.
Der Bereich von dem C-Gehalt, welcher sowohl eine Verschleißfestigkeit als ein Stahlriemenelement als auch eine Kaltstanzbarkeit als ein Kaltstanzstahl bereitstellt, ist 0,50–0,70 Massen-%, was nach einer Härtungswärmebehandlung zu einer Härte von 640 Hv oder größer und einer Anzahl von groben unlöslichen Karbiden mit einem kreisäquivalenten Durchmesser von 0,5 μm oder größer von 130 oder weniger pro 100 μm im Quadrat, d. h., etwa 1,3 × 10⁴ oder weniger pro 1 mm im Quadrat führt.
Als nächstes, hinsichtlich der Menge an B und groben unlöslichen Karbiden, wie in 12 gezeigt, nach einer Enthärtungswärmebehandlung, führt die Ausführungsform 10, in welcher B zugegeben wurde, zu einer größeren Anzahl an unlöslichen Karbiden mit einem kreisäquivalenten Durchmesser von 0,3 μm oder weniger und einer kleineren Anzahl an noch größeren unlöslichen Karbiden, verglichen mit dem Vergleichsbeispiel 6, in welchem B nicht zugegeben wurde. D. h., die Ergebnisse zeigen, dass aufgrund der Menge an B die unlöslichen Karbiden nach einer Enthärtungswärmebehandlung verfeinert sind.
Ferner, wie in 13 gezeigt, nach einer Härtungswärmebehandlung, führt die Ausführungsform 10, in welcher B zugegeben wurde, zu einer größeren Anzahl an unlöslichen Karbiden mit einem kreisäquivalenten Durchmesser von 0,3 μm oder weniger und einer kleineren Anzahl an noch größeren unlöslichen Karbiden, im Vergleich zu dem Vergleichsbeispiel 6, in welchem B nicht zugegeben wurde. D. h., auch nach einer Härtungswärmebehandlung ist der Karbid-Verfeinerungseffekt, welcher aus der Menge an B resultiert, effektiv.
Wie oben beschrieben, ohne die Menge an Mo oder V und mit einer vorbestimmten Komponentenzusammensetzung, in welcher B und Ti zugegeben wurden, wie auch einer vorbestimmten Wärmebehandlung, können unlösliche Karbide feinkörnig abgeschieden werden, während die Zähigkeit erhöht wird, was es ermöglicht, einen Stahl zum Kaltstanzen zu erhalten, welcher in der Lage ist, ein Stahlriemenelement bereitzustellen, welches auch in der Verschleißfestigkeit besser ist.
Basierend auf den oben beschriebenen Ausführungsformen und Vergleichsbeispielen wird der Komponentenbereich von dem Stahl zum Kaltstanzen unter Verwendung von Richtlinien definiert, wie Sie nachstehend beschrieben sind. Als erstes werden C, Si, Mn, Cr, B, und Ti beschrieben, welche die erforderlichen zusätzlichen Elemente sind.
C ist das wichtigste Element, um die Verschleißfestigkeit sicherzustellen, welche als ein Stahlriemenelement benötigt wird, wie oben beschrieben. Wenn die Menge an C zu klein ist, kann die Härte nach der Härtungswärmebehandlung nicht sichergestellt werden, was eine Abnahme der Verschleißfestigkeit bewirkt. Andererseits, wenn die Menge an C zu groß ist, bleiben grobe unlösliche Karbide nach der Härtungswärmebehandlung übrig, was auch eine Abnahme der Verschleißfestigkeit bewirkt. Ferner, wenn die Menge an C zu groß ist, werden Karbide in einer dünnen Schichtform an der Korngrenze abgeschieden, was die Korngrenzenfestigkeit wie auch die Zähigkeit reduziert. Folglich, wie oben beschrieben, liegt C innerhalb des Bereichs von 0,50–0,70 Massen-%.
Si ist als ein desoxidierendes Element von Stahl effektiv. Wenn die Menge an Si zu klein ist, kann Stahl nicht ausreichend desoxidiert werden. Andererseits, wenn die Menge an Si zu groß ist, nimmt die Härte nach der Enthärtungswärmebehandlung zu, was die Kaltstanzbarkeit verschlechtert, welche als ein Stahl zum Kaltstanzen erforderlich ist. Folglich liegt der Si-Gehalt innerhalb des Bereichs von 0,03–0,60 Massen-%.
Mn erhöht die Härtbarkeit von Stahl und ist beim Sicherstellen der mechanischen Festigkeit, welche als ein Stahlriemenelement erforderlich ist, effektiv. Wenn die Menge an Mn zu klein ist, kann die Härtbarkeit nicht sichergestellt werden, was zu einer Abnahme der Verschleißfestigkeit führt, welche als ein Stahlriemenelement erforderlich ist. Andererseits, wenn die Menge an Mn zu groß ist, verschlechtert sich die Kaltstanzbarkeit, welche als ein Stahl zum Kaltstanzen erforderlich ist. Folglich liegt Mn innerhalb des Bereichs von 0,50–1,00 Massen-%.
Cr erhöht, ähnlich zu Mn, die Härtbarkeit von Stahl und ist bei der Sicherstellung der mechanischen Festigkeit effektiv, welche als ein Stahlriemenelement erforderlich ist. Wenn jedoch die Menge an Cr zu groß ist, löst sich Cr leicht in dem Eisenkarbid, was bewirkt, dass die unlöslichen Karbide stabilisiert werden und dass die Anzahl an groben unlöslichen Karbiden zunimmt. D. h., die Verschleißfestigkeit, welche als ein Stahlriemenelement erforderlich ist, wird reduziert. Folglich liegt Cr innerhalb des Bereichs von 0,20–1,00 Massen-%.
B unterdrückt die Korngrenzenseigerung von Verunreinigungen, wie zum Beispiel P, und erhöht die Korngrenzenfestigkeit und ist somit effektiv bei der Erhöhung der Zähigkeit, welche als ein Stahlriemenelement erforderlich ist. Ferner, wie oben beschrieben, da B in dem bisherigen Zementit-Abschnitt in der Perlit-Phase dispergiert ist, wird B der Ausscheidungskern von unlöslichen Karbiden, welche während der Enthärtungswärmebehandlung abgeschieden werden, was bewirkt, dass die unlöslichen Karbide fein dispergiert und ausgeschieden werden. Mit dieser Anordnung hat B den Effekt, die Verschleißfestigkeit zu erhöhen, welche als ein Stahlriemenelement erforderlich ist. Jedoch erhöht eine Erhöhung der Menge an B die Kosten. Folglich liegt B innerhalb des Bereichs von 0,0005–0,0050 Massen-%.
Ti bindet vorzugsweise mit N über B, was ein Ti-Nitrid wird, um auf diese Weise die Bildung von B-Nitriden zu unterdrücken und zu den Verbesserungen der Korngrenzenfestigkeit und Verschleißfestigkeit durch B beizutragen. Wenn die Menge an Ti zu klein ist, kann die Bildung von B-Nitriden nicht ausreichend unterdrückt werden und somit werden Verbesserungen der Grenzenfestigkeit und Verschleißfestigkeit durch B nicht erreicht. Andererseits erhöht eine Erhöhung der Menge an Ti die Kosten. Folglich liegt Ti innerhalb des Bereichs von 0,01–0,10 Massen-%.
Als nächstes werden die optionalen zusätzlichen Elemente beschrieben. Für optionale zusätzliche Elemente ist die Obergrenze innerhalb des Bereichs definiert, in welchem die Charakteristika als ein Stahlriemenelement, welche durch die oben beschriebenen erforderlichen zusätzlichen Elemente erreicht werden, nicht verloren gehen.
P reduziert die Festigkeit der Korngrenze, aber die Reduzierung dieser Korngrenzenfestigkeit ist geringfügig, wenn der Gehalt kleiner oder gleich ein bestimmter Wert ist. Ferner kann eine Unterdrückung der Menge den Veredelungsvorgang verlängern und auch eine Kostenerhöhung verursachen. Daher liegt P innerhalb des Bereichs von 0,025 Massen-% oder weniger.
S bindet mit Mn und erzeugt einen MnS-Einschluss und somit, wenn im Übermaß enthalten, verursacht es eine Erhöhung der Einschlussmenge, welche eine Spannungskonzentration auslöst, welche zu einer Abnahme der Dauerfestigkeit führt, welche als ein Stahlriemenelement erforderlich ist. Wenn jedoch der S-Gehalt kleiner oder gleich ein bestimmter Wert ist, ist die Abnahme der Dauerfestigkeit äußerst geringfügig. Daher liegt S innerhalb des Bereichs von 0,015 Massen-% oder weniger.
Ferner beschreibt das nachfolgende Mo und V, welche als unvermeidbare Verunreinigungen enthalten sein können, ohne aggressiv hinzugefügt zu sein.
Mo hat den Effekt, die Erzeugung von filmartigen Zementit an der Korngrenze zu unterdrücken, was eine Vermutung über weitere Verbesserungen der Zähigkeit zulässt, wenn es zugegeben wird. Ferner hat Mo auch den Effekt, die Härtbarkeit signifikant zu erhöhen. Jedoch führt die Menge an Mo zu einer signifikanten Verschlechterung der Stanzbarkeit, welche als ein Stahl zum Kaltstanzen erforderlich ist, und zu einer Kostenerhöhung. Ferner muss gemäß den oben beschriebenen Ausführungsformen Mo nicht notwendigerweise zugegeben werden, um Charakteristika zu erreichen, welche als ein Stahlriemenelement erforderlich sind.
V bildet feine V-Karbide in dem Stahl und verfeinert die Körner, was es ermöglicht, die Zähigkeit und Verschleißfestigkeit zu verbessern. Jedoch erhöht die Menge an V die Kosten. Ferner muss gemäß den oben beschriebenen Ausführungsformen V nicht notwendigerweise zugegeben werden, um Charakteristika zu erreichen, welche als ein Stahlriemenelement erforderlich sind.
Es ist anzumerken, dass die gehaltene Temperatur von der Enthärtungswärmebehandlung vorzugsweise 700°C–780°C ist, da die Umwandlungstemperatur Ac1 von dem Stahl in dem oben beschriebenen Zusammensetzungsbereich 714°C–753°C ist.
Während das obige repräsentative Ausführungsformen gemäß der vorliegenden Erfindung und darauf basierende Modifikationen beschrieben hat, ist die vorliegende Erfindung nicht notwendigerweise darauf beschränkt. Fachleute können verschiedene alternative Ausführungsformen und Anpassungen finden, ohne von dem Schutzbereich der angefügten Ansprüche abzuweichen.
Bezugszeichenliste

10: Verschleißprüfgerät
11: Ring
13: Verschleiß-Probestück
21: Mikroriss
22: unlösliches Karbid
23: Matrix

Claims

Stahl zum Kaltstanzen, umfassend einen Stahl mit einer Komponentenzusammensetzung, welche 10,8 [C] + 5,6 [Si] + 2,7 [Mn] + 0,3 [Cr] + 7,8 [Mo] + 1,4 [V] ≤ 13 erfüllt, wobei [M] als Massen-% von dem chemischen Element M angegeben ist, ferner umfassend: eine Komponentenzusammensetzung von C innerhalb des Bereichs von 0,50 bis 0,70 Massen-%, Si innerhalb des Bereichs von 0,03 bis 0,60 Massen-%, Mn innerhalb des Bereichs von 0,50 bis 1,00 Massen-%, Cr innerhalb des Bereichs von 0,20 bis 1,00 Massen-%, Ti innerhalb des Bereichs von 0,01 bis 0,10 Massen-%, und B innerhalb des Bereichs von 0,0005 bis 0,0050 Massen-% als benötigte zusätzliche Elemente, P innerhalb des Bereichs von 0,025 Massen-% oder weniger und S innerhalb des Bereichs von 0,015 Massen-% oder weniger als optionale zusätzliche Elemente, und der Rest als Fe und unvermeidliche Verunreinigungen, wobei: eine Härte von 88 HRB oder weniger in einer Struktur vorgesehen ist, welche erreicht wird, indem der Stahl erhitzt und in einem Einphasen-Austenit-Temperaturbereich gehalten wird und nachfolgend eine Abkühlung mit einer vorbestimmten Rate durchgeführt wird, um feine Karbide in einer hauptsächlich Ferrit + Perlit-Mischstruktur zu dispergieren.
Stahl zum Kaltstanzen nach Anspruch 1, wobei der Stahl gekennzeichnet ist durch die Unterdrückung von groben Karbiden mit einem kreisäquivalenten Durchmesser von 0,5 μm oder größer auf 1,2 × 10⁵ Karbide oder weniger je 1 mm im Quadrat in einer Schnittstruktur.
Element für Stahlriemen, wobei das Element gekennzeichnet ist durch die Bereitstellung von einer Abschreck- und Anlass-Wärmebehandlung, nachdem der Stahl zum Kaltstanzen nach Anspruch 1 oder 2 in eine vorbestimmte Form kaltgestanzt ist, um auf diese Weise eine Härte von 640 Hv oder größer bereitzustellen.
Element für Stahlriemen nach Anspruch 3, wobei das Stahlelement gekennzeichnet ist durch die Unterdrückung von groben Karbiden mit einem kreisäquivalenten Durchmesser von 0,5 μm oder größer auf 1,3 × 10⁴ Karbiden oder weniger pro 1 mm im Quadrat in einer Schnittstruktur.