DE60016534T2 - Verfahren zur Herstellung von Stahlband oder - blech mit verformungsinduziertem Martensit - Google Patents

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Description

  • HINTERGRUND DER ERFINDUNG
  • Die vorliegende Erfindung betrifft einen spannungsinduzierten martensitischen Stahl bzw. einen Verformungsmartensitstahl mit einer hohen Ermüdungsfestigkeit und einer hohen Härte, der geeignet für Elemente verwendet wird, die eine hohe Härte und eine hohe Ermüdungsfestigkeit aufweisen müssen, wie beispielsweise Kraftübertragungsriemen usw., die in einem kontinuierlich veränderlichen Getriebe usw. verwendet werden, und ein aus diesem spannungsinduzierten martensitischen Stahl hergestelltes Stahlband.
  • Ein Stahl, der die Zusammensetzungsanforderungen aus den Ansprüchen 1 und 4 bis 6 erfüllt, ist aus US-A-4,568,387 bekannt. Das Dokument betrifft insbesondere die austenitische Stabilität eines solchen Stahls. Die Bildung einer Martensitphase wird als unerwünscht beschrieben.
  • Bisher wurde zur Herstellung von Elementen, die eine hohe Festigkeit aufweisen müssen, wie Elemente für Raketen, Elemente für einen Zentrifugentrenner, Elemente für Flugzeuge, Elemente für ein kontinuierlich veränderliches Getriebe eines Automobils, Metallformen und dergleichen, hauptsächlich ein als Martensit aushärtender Stahl mit einer sehr hohen Zugfestigkeit von etwa 2000 MPa verwendet, dessen repräsentative Zusammensetzung beispielsweise durch 18% Ni – 8% Co – 5% Mo – 0,4% Ti – 0,1% Al – restliches Fe gegeben ist. Der als Martensit aushärtende Stahl enthält als verfestigende Elemente einen großen Anteil von Co und Mo, die kostspielig sind, so daß sein Preis sehr hoch wird, was dazu führt, daß der als Martensit aushärtende Stahl nur für die vorstehend erklärten bestimmten Verwendungen eingesetzt wird.
  • Im allgemeinen sind bei einem Stahl mit einer hohen Zugfestigkeit, der in einem Fall verwendet wird, in dem eine hohe Festigkeit erforderlich ist, nicht nur eine hohe Härte und hohe Zugfestigkeit, sondern auch eine hohe Ermüdungsfestigkeit und eine hohe Zähigkeit erforderlich. In einem Fall, in dem die Zugfestigkeit 1200 MPa nicht übersteigt; ergibt sich die Tendenz, daß die Ermüdungsfestigkeit proportional zur Erhöhung der Zugfestigkeit ansteigt, bei einem Stahl mit einer hohen Festigkeit, der eine Härte von mindestens etwa 400 HV und eine Zugfestigkeit von mindestens etwa 1200 MPa aufweist, nimmt die Ermüdungsfestigkeit jedoch selbst dann nicht zu, wenn sowohl die Härte als auch die Zugfestigkeit zunehmen. Dies ist auch auf den als Martensit aushärtenden Stahl anwendbar, so daß seine Ermüdungsfestigkeit nicht hoch ist, wenngleich der als Martensit aushärtende Stahl eine hohe Zugfestigkeit aufweist. Demgemäß war ein neuer kostengünstiger Stahl mit einer hohen Zugfestigkeit erwünscht, der eine hohe Ermüdungsfestigkeit aufweist, wobei dieser Stahl an Stelle des herkömmlichen als Martensit aushärtenden Stahls verwendet werden kann.
  • ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
  • Die Erfinder haben verschiedene Stähle mit einer hohen Zugfestigkeit untersucht, um einen neuen Stahl mit einer hohen Zugfestigkeit zu erhalten, der an Stelle des herkömmlichen als Martensit aushärtenden Stahls verwendbar ist.
  • Zuerst wurde als ein relativ kostengünstiges Material mit einer hohen Härte ein abgeschreckter Martensitstahl mit 13% Cr und etwa 0,5% Kohlenstoff untersucht. Der Stahl dieses Typs wird durch ein Verfahren hergestellt, bei dem der durch Glühen erweichte Stahl kaltbearbeitet wird, so daß vorgegebene Abmessungen erhalten werden können, und der kaltbearbeitete Stahl einer Wärmebehandlung unter Einschluß eines Abschreckens und Anlassens unterzogen wird. Durch diese Wärmebehandlung wird eine Kohlenstoff enthaltende harte Martensitphase erhalten, so daß es möglich wird, für diesen Stahl eine sehr hohe Härte zu erhalten.
  • Weil es bei dem Stahl jedoch erforderlich ist, die Wärmebehandlung durch Abschrecken und Anlassen auszuführen, um die hohe Härte zu erhalten, ergeben sich in der Hinsicht Probleme, daß zum Erhalten eines vorgesehenen Gegenstands zahlreiche Schritte erforderlich sind, daß die Herstellungsschritte kompliziert werden und daß die Wärmebehandlungsverformung, die während des von einer hohen Temperatur ausgeführten Abschreckens ausgeführt wird, groß ist. Weil der Stahl überdies einen verhältnismäßig großen Anteil Kohlenstoff enthält, ist seine Schweißbarkeit nicht unbedingt gut.
  • Die Untersuchungen wurden an Stahl nach JIS-SUS631 ausgeführt, der als ein Stahl eines Typs wohlbekannt ist, bei dem eine Martensitumwandlung durch Kaltbearbeitung auftritt. Bei Stahl nach JIS-SUS631 ist es möglich, eine Härte von etwa 490 HV durch Ausführen einer Wärmebehandlung mit einer Lösung, einer Kaltbearbeitung und einer Alterung zu erhalten. Bei Stahl nach JIS-SUS631 treten jedoch in der Hinsicht Probleme auf, daß seine Eigenschaften, wie seine Härte usw., sehr empfindlich für die Zusammensetzung und die Bedingungen der Wärmebehandlung sind, so daß die Änderung der Eigenschaften leicht auftritt.
  • Überdies ist es möglich, eine hohe Härte durch Kaltbearbeitung austenitischer Stähle in der Art der Stähle gemäß JIS-SUS 304 und JIS-SUS 201 zu erhalten. Weil bei den austenitischen Stählen die Austenitphase eine stabile Phase ist, wird jedoch selbst in einem Fall, in dem eine intensive Kaltbearbeitung ausgeführt wird, nur ein Teil der Austenitphase in einen spannungsinduzierten Martensit umgeformt, und es verbleibt ein großer Teil der Austenitphase als die durch Bearbeiten zu härtende Austenitphase, so daß das Problem auftritt, daß es unmöglich ist, eine ausreichend hohe Härte zu erhalten.
  • Die Aufgabe der Erfindung besteht darin, einen spannungsinduzierten martensitischen Stahl und einen aus dem spannungsinduzierten martensitischen Stahl hergestellten Stahlstreifen bereitzustellen.
  • Diese Aufgabe wird durch das in den Ansprüchen 1 und 4 bis 6 beschriebene Verfahren gelöst.
  • Im allgemeinen geschieht bei einem Stahl mit einer hohen Zugfestigkeit ein Ermüdungsbruch durch auftretende Risse, die an der Oberfläche des Stahls beginnen, und durch das Ausbreiten der Risse, falls ein Ermüdungsbruch in einem niedrigen Zyklusbereich auftritt, wie in Japanese Mechanical Society Theses, Band A64, S. 2536 bis 2541 offenbart ist. Weiterhin ist es bekannt, daß in einem sehr hohen Zyklusbereich über 107 Zyklen, die herkömmlich als Ermüdungsgrenze angesehen werden, der Ermüdungsbruch nicht an der Oberfläche des Stahls sondern an Einschlüssen beginnt, die im Inneren des Stahls vorhanden sind.
  • Beim herkömmlichen als Martensit aushärtenden Stahl ist bekannt, daß Einschlüsse, die die internen Anfangspunkte des Ermüdungsbruchs werden, aus TiN (oder Ti(C, N)) bestehen. Demgemäß wird davon ausgegangen, daß durch möglichst weitgehende Verringerung von TiN (oder Ti(C, N)) das Niveau der Ermüdungsfestigkeit erhöht wird, und daß ein kein Ti enthaltender hochfester Stahl eine hohe Ermüdungsfestigkeit aufweist.
  • Demgemäß haben die Erfinder spannungsinduzierte martensitische Stähle angestrebt, bei denen eine hohe Härte ohne Verwendung von Ti erhalten werden kann, das ein die Ausfällung verstärkendes Element ist. Bei dem spannungsinduzierten martensitischen Stahl ändern sich die Eigenschaften jedoch leicht ähnlich dem Fall des vorstehend erklärten Stahls gemäß JIS-SUS631. Insbesondere tritt bei Stahl nach JIS-SUS631 der Nachteil auf, daß seine Schweißbarkeit infolge 1 Massenprozent darin enthaltenen Aluminiums geringer ist, und es ergibt sich der Vorteil, daß eine hohe Härte erhalten werden kann, ohne kostspieliges Co hinzuzufügen, das bei dem als Martensit aushärtenden Stahl verwendet wird, wodurch sein Preis stark verringert werden kann. Weil überdies bei Stahl nach JIS-SUS631 eine plastische Kaltbearbeitung verwendet wird, um eine hohe Härte und eine Oberflächenbearbeitung zu erhalten, ergibt sich der weitere Vorteil, daß kein Anlassen erforderlich ist, das im Fall des vorstehend erwähnten Martensitstahls von einer hohen Temperatur ausgeführt wird, so daß eine Wärmebehandlungsverformung auftritt.
  • Demgemäß haben die Erfinder verschiedene Legierungselemente und ihre Anteile untersucht, wodurch die vorstehend in JIS-SUS631 erklärten Nachteile beseitigt werden können und die vorstehend erklärten Vorteile maximiert werden können, und sie haben herausgefunden, daß es durch Hinzufügen bestimmter Legierungselemente, die jeweils einen geeigneten Anteil des spannungsinduzierten martensitischen Stahls aufweisen, durch Hinzufügen von Alterungshärtungselementen, wie Mo und Cu usw. und durch Ausführen einer Alterung nach einer plastischen Kaltbearbeitung möglich wird, eine weiter verbesserte hohe Festigkeit zu erhalten.
  • Die Erfinder haben weiter Untersuchungen angestellt, so daß ein spannungsinduzierter martensitischer Stahl erhalten werden kann, der eine so hohe Festigkeit, Härte und Ermüdungsfestigkeit bereitstellen kann, daß er beispielsweise zum Herstellen eines Kraftübertragungsriemens verwendbar ist, der in einem kontinuierlich veränderlichen Getriebe eines Automobils verwendet wird und dadurch die vorliegende Erfindung gemacht.
  • Die Erfindung ist in den Ansprüchen 1 und 4 – 6 definiert. Optionale Merkmale sind in den abhängigen Ansprüchen dargelegt.
  • BESCHREIBUNG BEVORZUGTER AUSFÜHRUNGSFORMEN DER ERFINDUNG
  • Gemäß der Erfindung ist es erforderlich, den Anteil des hinzugefügten Ni, Cr, Mo, W, Mn, Si, Cu, C und N zu optimieren, wodurch die Leichtigkeit der Umwandlung von Verformungsmartensit bzw. von spannungsinduziertem Martensit bereitgestellt wird und wobei es sich um Elemente zum Erhalten einer hohen Härte handelt.
  • Hinsichtlich der Elemente Ni, Cr, Mo, W, Mn, Si, Cu, C und N ist es erforderlich, nicht nur den Gehalt von jedem dieser Elemente auf den begrenzten Bereich zu beschränken, sondern auch dafür zu sorgen, daß die Elemente die nachstehend offenbarte Gleichung (1) erfüllen.
  • Der in Gleichung (1) definierte "A"-Wert bedeutet gemäß der Erfindung ein Ni-Äquivalent, und es handelt sich dabei um einen wichtigen Index, dessen Wert die Leichtigkeit des Auftretens der spannungsinduzierten Martensitphase beeinflußt. Beim "A"-Wert wird der Koeffizient entsprechend der Wirkung von jedem der Elemente, die die Leichtigkeit des Auftretens des spannungsinduzierten Martensits beeinflussen, mit dem Massenprozentsatz von jedem der Elemente multipliziert, und ihre Gesamtwerte werden gebildet.
  • Beim Stahl gemäß der Erfindung tritt in einem Fall, in dem der "A"-Wert kleiner als 13 ist, ein großer Anteil der Martensitphase auf, wenn das Kühlen nach der Wärmebehandlung mit einer Lösung geschieht, und der Anteil des durch die spannungsinduzierte Umwandlung auftretenden Martensits nimmt ab, so daß es schwierig wird, eine ausreichende Härte zu erhalten. Andererseits wird die Austenitphase in einem anderen Fall, in dem der "A"-Wert 27 übersteigt, übermäßig stabil, was dazu führt, daß es schwierig wird, den durch eine plastische Kaltbearbeitung entstehenden spannungsinduzierten Martensit zu erhalten, so daß keine ausreichende Härte erhalten werden kann. Demgemäß ist der "A"-Wert auf den Bereich von 13 bis 27% beschränkt. Vorzugsweise liegt der "A"-Wert im Bereich von 19 bis 25% und besonders bevorzugt im Bereich von 19 bis 24%.
  • Die Funktion von jedem der in dem Stahl gemäß der Erfindung enthaltenen Elemente wird nachstehend erklärt.
  • Kohlenstoff (C) ist ein Element zum Bilden des Austenits, und es ist wirksam, um die austenitische Struktur nach der Wärmebehandlung mit einer Lösung zu erhalten. Überdies ist C wirksam, um die während der Kaltbearbeitung durch eine spannungsinduzierte Umwandlung auftretende Martensitstruktur zu verstärken und um die Härte dadurch zu erhöhen. In einem Fall, in dem mehr als 0,10% C hinzugefügt wird, wird C jedoch in der Matrix gelöst, was dazu führt, daß die Austenitphase zu stabil wird, so daß sich die spannungsinduzierte Umwandlung nur schwer herbeiführen läßt und die Bearbeitungshärtung beträchtlich wird, so daß die Kaltbearbeitung erschwert wird. Andererseits kann in einem anderen Fall, in dem C kleiner als 0,01% ist, nach dem Kaltbearbeiten nicht nur die ausreichende Härte nicht erhalten werden, sondern es tritt auch Delta-Ferrit auf, wodurch die Härte und die Warmbearbeitbarkeit beeinträchtigt werden. Demgemäß wird der C-Gehalt auf 0,01 bis 0,10% begrenzt.
  • Silicium (Si) wird in einem geringen Anteil zur Deoxidation hinzugefügt. Selbst wenn mehr als 3,0% Si hinzugefügt werden, ergibt sich keine zusätzliche Wirkung, so daß der Si-Gehalt auf höchstens 3,0% begrenzt wird und vorzugsweise kleiner als 1,0% ist.
  • Mangan (Mn) ist ein Austenit bildendes Element, und es ist wirksam, um die austenitische Struktur nach der Wärmebehandlung mit einer Lösung zu erhalten. Überdies kann zum Steuern des durch den "A"-Wert definierten Ni-Äquivalents Mn einen Teil von Ni ersetzen, so daß ein großer Anteil von Mn enthalten sein kann, das verglichen mit Ni kostengünstig ist, so daß sich der Vorteil ergibt, daß die Herstellungskosten des Stahls verringert werden können. Zusätzlich erhöht Mn die Festlöslichkeit des in der Austenitphase gelösten Stickstoffs und erleichtert das Hinzufügen von Stickstoff Insbesondere ermöglicht Mn ein stabiles Hinzufügen von Stickstoff (so daß Fehler beim Gießen infolge von Stickstoff reduziert werden). Bei mit Stickstoff versetzten Stählen ist es erforderlich, den Mn-Gehalt zu erhöhen, wenn jedoch mehr als 10,0% Mn hinzugefügt werden, wird die Kaltbearbeitbarkeit verschlechtert, und wenn in einem anderen Fall höchstens 5,0% hinzugefügt werden, kann die Wirkung nicht in ausreichendem Maße erhalten werden. Demgemäß wird der Mn-Gehalt auf mindestens 5,0%, jedoch höchstens 10,0% begrenzt. Vorzugsweise beträgt er mindestens 5,0%, jedoch höchstens 7,0%.
  • Nickel (Ni) ist ein Austenit-bildendes Element ähnlich Mn, und es ist wirksam, um die austenitische Struktur nach der Lösungs-Wärmebehandlung zu erhalten. Weniger als 1,0% Ni können die Wirkung nicht in ausreichendem Maße erhalten, mehr als 12,0% machen die austenitische Phase jedoch so stabil, daß sich die spannungsinduzierte Martensitumwandlung nur schwer erhalten läßt, so daß es schwierig wird, eine ausreichende Härte zu erhalten. Demgemäß wird der Ni-Gehalt auf 1,0 bis 12,0% und vorzugsweise 3,0 bis 11,0% begrenzt.
  • Chrom (Cr) ist ein wichtiges Element zum Erhalten des spannungsinduzierten Martensits. Bei weniger als 4,0% Cr wird die Austenitphase zu stabil, und wenn mehr als 18,0% Cr hinzugefügt werden, tritt der Delta-Ferrit leicht auf, so daß die Warmbearbeitbarkeit verschlechtert ist. Demgemäß ist der Cr-Gehalt auf 4,0 bis 18,0% und vorzugsweise 4,0 bis 16,0% begrenzt.
  • Molybdän (Mo) ist ein Element, durch das sich eine Erhöhung der Festigkeit des spannungsinduzierten Martensits erhalten läßt und auch die Alterungshärtung nach der Kaltbearbeitung erreichen läßt. Demgemäß wird Mo vorzugsweise als ein unerläßliches Element hinzugefügt.
  • Durch Wolfram (W) läßt sich die Festigkeit ähnlich Mo erhöhen, die Wirkung von W ist jedoch klein, sofern ausschließlich W hinzugefügt wird. Wenn demgemäß W hinzugefügt wird, wird W so hinzugefügt, daß ein Teil von Mo (entsprechend 1/2 W) ersetzt wird. Wenn (Mo + 1/2 W) kleiner als 0,1% ist, läßt sich die Festigkeit nicht erhöhen, wenn jedoch (Mo + 1/2 W) größer als 4,0% ist, tritt der Delta-Ferrit leicht auf, so daß die Warmbearbeitbarkeit und die Kaltbearbeitbarkeit beeinträchtigt werden. Demgemäß wird (Mo + 1/2 W) auf 0,1 bis 4,0% und vorzugsweise 0,5 bis 3,0% begrenzt.
  • Kupfer (Cu) macht den Bearbeitungshärtungsexponenten des Austenits klein, wodurch die Kaltbearbeitbarkeit verbessert wird. Überdies erhöht Cu die Festigkeit durch seine Alterungsausfällung, die während der nach dem Kaltbearbeiten ausgeführten Alterung auftritt. Da das Hinzufügen von Cu in einem Anteil von mehr als 5,0% keine weitere Verbesserung der Wirkung hervorruft, sondern die Warmbearbeitbarkeit verschlechtert, wird Cu auf höchstens 5,0% begrenzt. Vorzugsweise beträgt der Cu-Gehalt höchstens 4,0%. Wenn der Stahl jedoch nur durch das Kaltbearbeiten gehärtet wird, kann eine ziemlich hohe Härte erhalten werden, indem kein Cu hinzugefügt wird. Demgemäß kann der Cu-Gehalt 0% betragen.
  • Stickstoff (N) wird in der Austenitphase und der Martensitphase gelöst, wodurch die Härte und der Bearbeitungshärtungsexponent erhöht werden, so daß N bewirkt, daß die Härtung infolge der Kaltbearbeitung groß wird und die Härtung infolge der Dehnungsalterung bei der Alterungsbehandlung groß wird. Wenn jedoch mehr als 0,15% N hinzugefügt werden, wird die Unversehrtheit des Stahlbarrens beeinträchtigt und die Produktivität bei der Herstellung des Stahls verringert, so daß der N-Gehalt auf höchstens 0,15% begrenzt wird. Überdies ist in einem Fall, in dem der Stahl geschweißt wird, ein niedriger N-Gehalt bevorzugt, weil ein großer Anteil hinzugefügten Stickstoffs die Schweißbarkeit beeinträchtigt, und es sollte kein Stickstoff hinzugefügt werden (0% N).
  • Es wird ein kleiner Anteil Aluminium (Al) zum Deoxidieren hinzugefügt. Weil Al2O3-Einschlüsse beträchtlich werden, wenn mehr als 0,10% Al hinzugefügt werden, wird Al auf höchstens 0,10% und vorzugsweise höchstens 0,05% begrenzt.
  • Sauerstoff (O) ist eine Verunreinigung, die Oxideinschlüsse bildet, wodurch die Zähigkeit und Ermüdungsfestigkeit des Stahls verringert werden. Demgemäß wird O auf höchstens 0,005% und vorzugsweise höchstens 0,003% begrenzt.
  • Vanadium (V), Titan (Ti) und Niob (Nb) müssen nicht unbedingt hinzugefügt werden, es werden dadurch jedoch Primärcarbide gebildet, wodurch feine Kristallkörner hervorgerufen werden, wodurch die Härte und Dehnbarkeit des Stahls erhöht werden. Demgemäß können bei Bedarf eine oder mehrere Arten dieser Elemente hinzugefügt werden. Wenn die eine oder die andere Art der Elemente in einem Anteil von insgesamt mehr als 0,2 hinzugefügt werden, treten Nitrideinschlüsse auf, welche die Ermüdungsfestigkeit beeinträchtigen, und die Kaltbearbeitbarkeit wird durch grobe Primärcarbide beeinträchtigt. Der Gehalt der einen oder mehreren Arten der Elemente wird auf insgesamt höchstens 0,2% begrenzt.
  • Überdies brauchen Bor (B), Magnesium (Mg) und Kalzium (Ca) nicht unbedingt hinzugefügt zu werden, es werden dadurch jedoch Oxide oder Sulfide gebildet, wodurch der Anteil in den Kristallkorngrenzen abgesonderten Schwefels und Sauerstoffs verringert wird, so daß dadurch die Warmbearbeitbarkeit verbessert wird. Demgemäß können nach Bedarf eine oder mehrere Arten der Elemente hinzugefügt werden. Durch Hinzufügen eines Gesamtanteils der einen oder der mehreren Arten von mehr als 0,10% kann keine weitere Verbesserung der Wirkung erzielt werden, sondern es wird dadurch der Reinheitsindex des Stahls verringert, wodurch die Warmbearbeitbarkeit und die Kaltbearbeitbarkeit beeinträchtigt werden. Demgemäß wird der Gesamtanteil der einen oder mehreren Arten von B, Mg und Ca auf höchstens 0,10% begrenzt.
  • In bezug auf Phosphor (P) und Schwefel (S), welche Verunreinigungen sind, ergeben sich keine Probleme, sofern die bei einem gewöhnlichen Schmelzprozeß eingemischten Niveaus von P und S betrachtet werden, und es ist zum Aufrechterhalten einer guten Korrosionsbeständigkeit und guten Warmbearbeitbarkeit bevorzugt, daß die Anteile von P und S auf höchstens 0,04% bzw. höchstens 0,02% verringert werden.
  • Selbst wenn der Stahl die vorstehend erklärten Bestandteile mit den begrenzten Anteilen enthält, ist es nicht möglich, daß der Stahl die beabsichtigte hohe Härte und die hohe Ermüdungsfestigkeit erhält. Das heißt, daß es erforderlich ist, die spannungsinduzierte Martensitphase zu erzeugen, indem das Kaltbearbeiten des Stahls, wie das Kaltwalzen, das Kaltziehen oder das Kaltschmieden, ausgeführt wird. Wenn die nach dem Kaltbearbeiten auftretende Martensitphase weniger als 30 Vol.-% ausmacht, ist es unmöglich, eine ausreichende Härte und Ermüdungsfestigkeit zu erhalten. Demgemäß wird der Volumenprozent satz der nach dem Kaltbearbeiten auftretenden Martensitphase auf höchstens 30% begrenzt.
  • Wenn das Stahlband dann unter Verwendung des Stahls gemäß der Erfindung gebildet wird, können die hohe Härte und die hohe Ermüdungsfestigkeit durch Ausführen der Kaltbearbeitung des Stahls erhalten werden. Durch Einstellen des Martensitanteils auf einen vorgesehenen Wert nach der geeigneten Kaltbearbeitung ist es möglich, eine Vickers-Härte von mindestens 455 zu erreichen.
  • Überdies kann beim Stahlband aus dem Stahl gemäß der Erfindung nach Bedarf eine Alterung bei einer Temperatur von 400 bis 600°C nach der Kaltbearbeitung ausgeführt werden, so daß seine Dehnbarkeits- und Federeigenschaften verbessert werden können, ohne die Härte zu beeinträchtigen.
  • Überdies kann beim Stahl gemäß der Erfindung eine Nitrierung ausgeführt werden, ohne die Härte zu verkleinern. Wenn der Stahl gemäß der Erfindung zu einem Band geformt wird und unter geeigneten Bedingungen nitriert wird, so daß das Band beispielsweise auf einen Kraftübertragungsriemen angewendet werden kann, der als ein Teil des kontinuierlich veränderlichen Getriebes eines Automobils verwendet wird, kann auf dem Band eine Nitridschicht mit einer Dicke von 20 bis 40 μm gebildet werden, im wesentlichen ohne daß Nitrid gebildet wird, wodurch eine große restliche Druckbeanspruchung auf die Oberfläche ausgeübt werden kann und weiter eine hohe Ermüdungsfestigkeit erhalten werden kann. Wenngleich es bevorzugt ist, daß das Niveau der an der Oberfläche auftretenden restlichen Druckbeanspruchung hoch ist, ist es möglich, sie durch geeignetes Steuern der Dicke und der Härte der Nitridschicht zu steuern.
  • BEARBEITUNGSBEISPIELE
  • Die Erfindung wird nachstehend anhand von Bearbeitungsbeispielen erklärt. Zuerst wurden Stahlbarren, die jeweils eine Masse von etwa 10 kg aufwiesen, durch Schmelzen unter Verwendung eines Vakuumschmelzens erhalten, wobei ihre chemischen Zusammensetzungen in Tabelle 1 dargestellt sind. In Tabelle 1 gehören die Stähle 1 bis 15 zum erfindungsgemäßen Stahl, wobei bei den Stählen 1 bis 15 der "A"-Wert und der nach der Kaltbearbeitung erhaltene Anteil der Martensitphase in den erfindungsgemäßen begrenzten Zahlenbereich fallen, die Stähle 31 bis 36 Vergleichsstähle sind, bei denen der "A"-Wert und/oder der nach der Kaltbearbeitung erhaltene Anteil der Martensitphase außerhalb des erfindungsgemäßen begrenzten Zahlenbereichs liegt, und der Stahl 37 ein Stahl gemäß JIS-SUS 420 J" ist, der zu den herkömmlichen abgeschreckten und angelassenen Stählen gehört.
  • Figure 00090001
  • Figure 00100001
  • Figure 00110001
  • Durch Ausführen des Warmschmiedens und Warmwalzens an den Stählen 1 bis 37 wurde ein Blech mit einer Dicke von 2 mm erhalten, das dann nach einem Erwärmen auf 1050°C einer Wärmebehandlung in Lösung unterzogen wurde und anschließend in Luft gekühlt wurde. Danach wurde zum Erhalten eines Stahlstreifens ein Kaltwalzen bei einer Walzreduktion von 50 bis 70% ausgeführt, und der sich ergebende Stahlstreifen wurde einer Alterungsbehandlung bei etwa 450°C unterzogen. Der Stahl 36 wurde von 950°C abgeschreckt und dann bei 300°C angelassen.
  • Der Anteil der Martensitphase wurde durch das Röntgenbeugungsverfahren gemessen. Die Härte wurde durch Messen der Vickers-Härte in Längsrichtung des kaltgewalzten Blechs erhalten. Zum Feststellen der Ermüdungsfestigkeit wurden blechartige Teststücke verwendet, die jeweils eine Dicke von 0,2 mm und eine Breite von 10 mm aufwiesen, und es wurden Biegeermüdungstests bei einer wiederholten Biegerate von 1000 cpm bei einem Biegewinkel von ± 25° ausgeführt, während die Längenspanne geändert wurde, und es wurde die Ermüdungsfestigkeit bei einer Anzahl von 1 × 107 Zyklen erhalten.
  • Wie aus Tabelle 2 hervorgeht, weist jeder der erfindungsgemäßen Stähle 1 bis 15 nach dem Kaltbearbeiten eine hohe Vickers-Härte von mindestens 455 auf. Überdies hat nach dem Ergebnis des Biegeermüdungstests jeder der erfindungsgemäßen Stähle eine hohe Ermüdungsfestigkeit von mindestens 800 MPa.
  • Andererseits sind bei jedem der Vergleichsstähle 31 bis 36 und dem herkömmlichen Stahl 37, bei denen der "A"-Wert und der Anteil der nach dem Kaltbearbeiten auftretenden Martensitphase außerhalb des gemäß der Erfindung begrenzten Zahlenbereichs liegen, die Eigenschaften der Härte und der Ermüdungsfestigkeit, die beim Biegeermüdungstest erhalten werden, schlechter als bei den erfindungsgemäßen Stählen. Insbesondere ist bei den Vergleichsstählen 32 bis 35, bei denen sowohl der "A"-Wert als auch der Anteil der Martensitphase außerhalb des gemäß der Erfindung begrenzten Bereichs liegen, die Härte gering, und es ist unmöglich, die gemäß der Erfindung vorgesehene hohe Härte zu erhalten.
  • Überdies liegt bei den erfindungsgemäßen Stählen die Vickers-Härte auf einem niedrigen Niveau von höchstens 350, so daß ihre Kaltbearbeitbarkeit gut ist und sich die Kaltbearbeitung leicht ausführen läßt.
  • Zusätzlich ist es durch Ausführen einer Nitrierbehandlung bei einer unterhalb der Alterungstemperatur liegenden Temperatur nach der Alterung oder durch Ausführen der auch als Alterung dienenden Nitrierbehandlung möglich, eine Nitridschicht mit einer Dicke von etwa 20 bis 40 μm zu bilden, und die Ermüdungsfestigkeit kann wegen des Effekts der restlichen Druckspannung an der Oberfläche des Stahls infolge des Nitrierens bis auf etwa 300 MPa weiter erhöht werden.
  • Wie vorstehend erklärt wurde, kann, weil der spannungsinduzierte martensitische Stahl eine hohe Härte und eine überlegene Ermüdungsfestigkeit aufweist, der Stahl zum Er zeugen von Elementen und Teilen verwendet werden, die sowohl eine hohe Härte als auch eine hohe Ermüdungsfestigkeit aufweisen müssen, wie beispielsweise Teile für Raketen, Teile für Zentrifugentrenner, Teile für Flugzeuge, Teile für das kontinuierlich veränderliche Getriebe von Automobilen und Metallformen usw., und die sich ergebenden Elemente oder Teile können über eine längere Verwendungsdauer eingesetzt werden. Weiterhin kann das aus dem erfindungsgemäßen Stahl hergestellte Stahlband vorteilhafterweise zum Herstellen eines Kraftübertragungsriemens mit überlegenen Eigenschaften, der als Teil des kontinuierlich veränderlichen Getriebes eines Automotors verwendet wird, eingesetzt werden. Demgemäß kann die Erfindung erhebliche industrielle Vorteile erzielen.

Claims (7)

  1. Verfahren zum Herstellen von Stahlband oder -blech mit Verformungsmartensit, wobei der Stahl (in Massenprozent) besteht aus: 0,01 bis 0.10% C, höchstens 3.0% Si, mehr als 5.0 jedoch höchstens 10.0% Mn, 1.0 bis 12.0% Ni, 4 bis 18% Cr, mindestens einem der Elemente Mo und W, wobei 0.1% ≤ Mo + 1/2 W ≤ 4.0%, von einschließlich 0 bis höchstens 5.0% Cu, von einschließlich 0 bis höchstens 0.15% N, höchstens 0.10% Al, höchstens 0.005% O, Rest (außer Verunreinigungen) Fe, wobei A = Ni + 0.65 Cr + 0.98 Mo + 0.49 W + 1.05 Mn + 0.35 Si + Cu + 12.6 (C + N), wobei jedes nicht enthaltene Element mit Null angesetzt wird und 13% ≤ A ≤ 27%, wobei der Stahl zu einem Band oder Blech warmgewalzt wird, das Band bzw. Blech mit einer Lösung wärmebehandelt, abgekühlt, kaltbearbeitet und nach der Abkühlung anschließend gealtert wird, so daß er nach der Kaltbearbeitung höchstens 30 Vol-% Martensitphase in Austenit enthält und nach der Alterung eine Vickers-Härte von mindestens HV 455 hat.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, wobei der Stahl enthält: höchstens 7.0% Mn, 3.0 bis 11.0% Ni, höchstens 16% Cr, mindestens 0.5% bis höchstens 3% (Mo + 1/2 W), höchstens 4.0% Cu, höchstens 0.05% Al, und 19% ≤ A ≤ 25%.
  3. Verfahren nach Anspruch 2, wobei der Stahl weniger als 1.0% Si enthält und 19% ≤ A ≤ 24%.
  4. Verfahren zum Herstellen von Stahlband oder -blech mit Verformungsmartensit, wobei der Stahl (in Massenprozent) besteht aus: 0.01 bis 0.10%C, höchstens 3.0% Si, mehr als 5.0 jedoch höchstens 10.0% Mn, 1.0 bis 12.0% Ni, 4 bis 18% Cr, mindestens einem der Elemente Mo und W, wobei 0.1% ≤ Mo + 1/2 W ≤ 4.0%, von einschließlich 0 bis höchstens 5.0% Cu, von einschließlich 0 bis höchstens 0.15% N, höchstens 0.10% Al, höchstens 0.005% O, insgesamt von 0.02 bis 0.2% mindestens eines der Elemente V, Ti und Nb, Rest (außer Verunreinigungen) Fe, wobei A = Ni + 0.65 Cr + 0.98 Mo + 0.49 W + 1.05 Mn + 0.3 5 Si + Cu + 12.6 (C + N), wobei jedes nicht enthaltene Element mit Null angesetzt wird und 13% ≤ A ≤ 27%, wobei der Stahl zu einem Band oder Blech warmgewalzt wird, das Band bzw. Blech mit einer Lösung wärmebehandelt, abgekühlt, kaltbearbeitet und nach der Abkühlung anschließend gealtert wird, so daß er nach der Kaltbearbeitung höchstens 30 Vol-% Martensitphase in Austenit enthält und nach der Alterung eine Vickers-Härte von mindestens HV 455 hat.
  5. Verfahren zum Herstellen von Stahlband oder -blech mit Verformungsmartensit, wobei der Stahl (in Massenprozent) besteht aus: 0.01 bis 0.10% C, höchstens 3.0% Si, mehr als 5.0 jedoch höchstens 10.0% Mn, 1.0 bis 12.0% Ni, 4 bis 18% Cr, mindestens einem der Elemente Mo und W, wobei 0.1% ≤ Mo + 1/2 W ≤ 4.0%, von einschließlich 0 bis höchstens 5.0% Cu, von einschließlich 0 bis höchstens 0.15% N, höchstens 0.10% Al, höchstens 0.005% O, insgesamt von 0.001 bis 0.10% mindestens eines der Elemente B, Mg und Ca, Rest (außer Verunreinigungen) Fe, wobei A = Ni + 0.65 Cr + 0.98 Mo + 0.49 W + 1.05 Mn + 0.35 Si + Cu + 12.6 (C + N), wobei jedes nicht enthaltene Element mit Null angesetzt wird und 13% ≤ A ≤ 27%, wobei der Stahl zu einem Band oder Blech warmgewalzt wird, das Band bzw. Blech mit einer Lösung wärmebehandelt, abgekühlt, kaltbearbeitet und nach der Abkühlung anschließend gealtert wird, so daß er nach der Kaltbearbeitung höchstens 30 Vol-% Martensitphase in Austenit enthält und nach der Alterung eine Vickers-Härte von mindestens HV 455 hat.
  6. Verfahren zum Herstellen von Stahlband oder -blech mit Verformungsmartensit, wobei der Stahl (in Massenprozent) besteht aus: 0.01 bis 0.10% C, höchstens 3.0% Si, mehr als 5.0 jedoch höchstens 10.0% Mn, 1.0 bis 12.0% Ni, 4 bis 18% Cr, mindestens einem der Elemente Mo und W, wobei 0.1% ≤ Mo + 1/2 W ≤ 4.0%, von einschließlich 0 bis höchstens 5.0% Cu, von einschließlich 0 bis höchstens 0.15% N, höchstens 0.10% Al, höchstens 0.005% O, insgesamt höchstens 0.2% mindestens eines der Elemente V, Ti und Nb, insgesamt höchstens 0.10% mindestens eines der Elemente B, Mg und Ca, Rest (außer Verunreinigungen) Fe, wobei A = Ni + 0.65 Cr + 0.98 Mo + 0.49 W + 1.05 Mn + 0.35 Si + Cu + 12.6 (C + N), wobei jedes nicht enthaltene Element mit Null angesetzt wird und 13% ≤ A ≤ 27%, wobei der Stahl zu einem Band oder Blech warmgewalzt wird, das Band bzw. Blech mit einer Lösung wärmebehandelt, abgekühlt, kaltbearbeitet und nach der Abkühlung anschließend gealtert wird, so daß er nach der Kaltbearbeitung höchstens 30 Vol-% Martensitphase in Austenit enthält und nach der Alterung eine Vickers-Härte von mindestens HV 455 hat.
  7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche wobei auf einer Oberfläche des Stahlbandes bzw. -blechs eine Nitridschicht ausgebildet und diese Oberfläche mit einer Rest-Druckspannung versehen wird.
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