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Die
vorliegende Erfindung betrifft einen bleifreien Stahl zur Verwendung
für Maschinenstrukturen,
der eine geringe Anisotropie der mechanischen Eigenschaften und
eine hervorragende Zerspanungsbearbeitbarkeit in verschiedenen Schneidverfahren
und unter verschiedenen Schneidbedingungen aufweist und der kein Blei
enthält.
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Aufgrund
der in letzter Zeit erfolgten Beschleunigung und Automatisierung
bei Schneidvorgängen
wurde auf die Zerspanungsbearbeitbarkeit eines Stahls, der für Maschinenstrukturteile
verwendet wird, Wert gelegt, und der Bedarf für sogenannte Automatenstähle mit
einer verbesserten Zerspanungsbearbeitbarkeit ist gestiegen. Ferner
werden die Anforderungen bezüglich
der Festigkeit eines Stahlmaterials strenger. Wenn die Festigkeit
eines Stahlmaterials zunimmt, wird dessen Zerspanungsbearbeitbarkeit
verschlechtert. D.h., Verbesserungen bei gegenläufigen Eigenschaften, d.h.
einer hohen Festigkeit und einer guten Zerspanungsbearbeitbarkeit,
sind für
neue Strukturstähle
erforderlich.
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Gegenwärtig sind
Stahlmaterialien, die Pb, S bzw. Ca enthalten, als gewöhnlich verwendete
Automatenstähle
bekannt. Von diesen Stählen
zeigt der Pb-enthaltende Automatenstahl, der Pb enthält, die
hervorragenden Eigenschaften, dass er eine geringere Verschlechterung
der mechanischen Eigenschaften als ein Standardstahl aufweist, eine
verbesserte Späneabfuhr
(die Eigenschaft, dass Späne
leichter abgeführt
werden können)
beim gewöhnlichen
Drehen aufweist und die Lebensdauer von Werkzeugen verlängern kann,
die für das
Bohren, Gewindeschneiden, Reiben, Ausbohren bzw. Ausdrehen oder
dergleichen eingesetzt werden. Ferner erleichtert der Pb-enthaltende
Automatenstahl die Abfuhr von Spänen
beim Tieflochbohren, so dass (Lochtiefe/Bohrdurchmesser) ≥ 3 erhalten
wird, und er ist bezüglich
des Verhinderns eines Werkzeugbruchs aufgrund einer plötzlichen
Späneverstopfung
hervorragend.
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Darüber hinaus
werden verschiedene Arten von Pb-Mischautomatenstählen entwickelt,
welche die vorstehend genannten hervorragenden Eigenschaften durch
den Zusatz von Elementen, wie z.B. S und Ca, die von Pb verschieden
sind, aufweisen.
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Die
herkömmlichen
Pb-enthaltenden Automatenstähle
weisen jedoch die folgenden Nachteile auf.
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Obwohl
Pb ein ziemlich wirksames Element für eine Verbesserung der Zerspanungsbearbeitbarkeit von
Stählen
ist, handelt es sich um ein umweltschädliches Material. Aufgrund
der in letzter Zeit stattfindenden Zunahme des Interesses an Umweltbelangen
ist es deshalb erwünscht,
ein Stahlmaterial ohne Pb, das mit dem Pb-enthaltenden Automatenstahl
vergleichbar ist, zu entwickeln.
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Obwohl
es andererseits herkömmliche
bekannte andere Automatenstähle
ohne Pb gibt, können
diese nicht den Pb-enthaltenden Automatenstahl ersetzen. Dies ist
darauf zurückzuführen, dass
diese Stähle
die folgenden Nachteile aufweisen.
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Beispielsweise
weist ein S-enthaltender Automatenstahl, der S enthält, einen
Verbesserungseffekt bei der Verlängerung
der Lebensdauer eines Werkzeugs für einen relativ breiten Bereich
an Schneidvorgängen auf.
Er ist jedoch dem Pb-enthaltenden Automatenstahl bezüglich der
Späneabfuhr
unterlegen. Darüber
hinaus wird dann, wenn ein Stahl S enthält, MnS, das als ein Einschluss
vorliegt, während
des Warmwalzens oder des Warmschmiedens verlängert. Aufgrund dessen weist
ein solcher Stahl den Nachteil einer Festigkeitsanisotropie auf,
d.h. die mechanischen Eigenschaften eines solchen Stahls, einschließlich der
Schlagfestigkeit, werden verschlechtert, wenn die Richtung von der
Walzrichtung näher
an der Richtung eines rechten Winkels liegt. Demgemäß ist es
erforderlich, den S-Gehalt eines Stahlmaterials, das als eine Komponente
verwendet werden soll, bei der auf die Schlagfestigkeit großer Wert
gelegt wird, die wiederum zu einer unzureichenden Zerspanungsbearbeitbarkeit
führt,
zu vermindern.
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Ferner
beeinflusst ein Ca-desoxidierter Automatenstahl, bei dem der Schmelzpunkt
eines Einschlusses auf Oxidbasis in dem Stahl durch eine Ca-Desoxidation
gesenkt wird, die Festigkeitseigenschaften des Stahlmaterials kaum
und zeigt einen hervorragenden Effekt der Verlängerung der Lebensdauer eines
Carbidwerkzeugs im Hochgeschwindigkeitsschneidbereich. Der Ca-desoxidierte
Automatenstahl weist jedoch nur einen geringen Effekt bei der Verbesserung
der Zerspanungsbearbeitbarkeit auf, die von der Verlängerung
der Lebensdauer des Carbidwerkzeugs verschieden ist. Normalerweise
wird daher der Ca-desoxidierte Automatenstahl in einer Kombination
mit S oder Pb eingesetzt, um eine Allround-Zerspanungsbearbeitbarkeit zu erhalten.
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Es
gibt ein Stahlmaterial, das in dem
japanischen
geprüften
Patent mit der Veröffentlichungsnummer 5-15777 beschrieben
ist, das ein Beispiel veranschaulicht, bei dem der Nachteil des
S-enthaltenden Automatenstahls, d.h. die Festigkeitsanisotropie,
durch Zusetzen von Ca und einheitliches Dispergieren und Verteilen von
Einschlüssen
in dem Stahl verbessert wird, und bei dem gleichzeitig die Zerspanungsbearbeitbarkeit
des Stahls verbessert wird, und zwar im Gegensatz zu den herkömmlichen
Ca-desoxidierten Automatenstählen. In diesem
Fall weist das Stahlmaterial den Nachteil des Ca-desoxidierten Automatenstahls
nicht auf. Es ist jedoch erforderlich, dem Stahlmaterial eine große S-Menge
zuzusetzen, um eine angemessene Zerspanungsbearbeitbarkeit sicherzustellen.
In dem vorstehend genannten Fall sollte dem Stahlmaterial eine ausreichende Menge
an Ca zugesetzt werden, um die Form des Sulfids zu steuern. In diesem
Fall wird jedoch die Ca-Ausbeute vermindert, was es ziemlich schwierig
macht, eine Massenherstellung von Stählen zu realisieren.
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Zusätzlich ist
ein Stahlmaterial bekannt, das in dem
japanischen
geprüften
Patent mit der Veröffentlichungsnummer
52-7405 als ein Beispiel von Stählen beschrieben ist, die den
gleichen Effekt wie die vorstehend beschriebene Zugabe von Ca erreichen
sollen. Dabei handelt es sich um Automatenstähle, die ein oder zwei Gruppe
I-Element(e) Mg und Ba und ein oder mehr Gruppe II-Element(e) S,
Se und Te enthalten. Da diesen Stahlmaterialien O in einem Bereich
von 0,004 bis 0,012 % aktiv zugesetzt wird, weisen sie gegebenenfalls eine
geringe Dauerfestigkeit auf. Ferner nehmen Oxide in den Stählen durch
den aktiven Zusatz von O zu, wodurch gegebenenfalls die Zerspanungsbearbeitbarkeit,
wie z. B. eine Bohrzerspanungsbearbeitbarkeit, verschlechtert wird.
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Darüber hinaus
beschreibt das
japanische geprüfte Patent
mit der Veröffentlichungsnummer
51-4934 einen Automatenstahl, der ein oder zwei Gruppe
I-Element(e) Mg und Ba und ein oder mehr Gruppe II-Element(e) S,
Se und Te enthält,
sowie einen Automatenstahl, der selektiv Ca enthält. Diesen Stählen wird
jedoch O in einem Bereich von 0,002 bis 0,01 % aktiv zugesetzt.
Daher weisen sie gegebenenfalls eine geringe Dauerfestigkeit auf.
Ferner nehmen Oxide in den Stählen
durch den aktiven Zusatz von O zu, wodurch gegebenenfalls die Zerspanungsbearbeitbarkeit,
wie z. B. eine Bohrzerspanungsbearbeitbarkeit, verschlechtert wird.
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Die
japanische Patentveröffentlichung
Nr. 51-63312 beschreibt einen Automatenstahl, der S, Mg
und ein oder mehr Element(e) von Ca, Ba, Sr, Se und T enthält. 51-63312
zeigt jedoch nicht konkret die Zusammensetzung des Stahls und beschreibt
die Technik unzureichend. Da dieser Stahl darüber hinaus auf der Annahme
einer Al-Desoxidation beruht, besteht die Befürchtung, dass dessen Al-Gehalt
0,02 % übersteigt,
bezüglich
des O-Gehalts des Stahls gibt es keine Beschränkungen und die Dauerfestigkeit
wird verschlechtert. Es besteht auch die Befürchtung, dass die Menge von
Oxiden in dem Stahl durch den aktiven Zusatz von O zunimmt, und
dass die Zerspanungsbearbeitbarkeit, wie z.B. eine Bohrzerspanungsbearbeitbarkeit,
daher verschlechtert wird.
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US 4,004,922 beschreibt
niedrig legierte Automatenstahlzusammensetzungen, die durch Zugeben sehr
geringer Mengen von mindestens Magnesium zu einem vorher desoxidierten
Stahl hergestellt werden, um eine homogene Verteilung von kugelförmigen Sulfiden
und Schwefel-enthaltenden Einschlüssen des Zusatzes bereitzustellen.
Insbesondere kann der Stahl z.B. gemäß dem Beispiel 2 umfassen (in
Gew.-%): C. 0,23, Si: 0,33, Mn: 1,48, S: 0,06, Cr: 0,57, Al: 0,025,
Ca: 0,0015, Mg: 0,0030, und Fe als Rest.
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EP 0 487 024 A1 beschreibt
ein widerstandsgeschweißtes
Stahlrohr für
mechanische Konstruktionen, das in Gewichtsprozent 0,02 bis 0,60
% C, bis zu 0,4 % Si, 0,20 bis 2,0 % Mn, bis zu 0,030 % P, bis zu
0,040 % S, 0,001 bis 0,030 % T.Al, 0,0020 bis 0,0100 % N, bis zu
0,0060 % 0 und eines oder mehrere von Bi, Pb oder Te mit maximal
0,040 % für
jedes dieser Elemente, mit der Maßgabe, dass die Gesamtmenge
von Bi, Pb und Te 0,050 % nicht übersteigt,
und als Rest Fe und unvermeidliche Verunreinigungen umfasst.
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Die
vorliegende Erfindung wurde im Hinblick auf die vorstehend beschriebenen
herkömmlichen
Nachteile gemacht und es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung,
einen bleifreien Stahl zur Verwendung für Maschinenstrukturen bereitzustellen,
der kein Pb enthält
und gleiche oder bessere Eigenschaften als die herkömmlichen
Pb-enthaltenden Automatenstähle
aufweist, eine hervorragende Zerspanungsbearbeitbarkeit und eine
geringe Festigkeitsanisotropie aufweist.
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Die
vorstehend genannte Aufgabe wird durch den bleifreien Stahl nach
Anspruch 1 gelöst.
Weiterentwicklungen der vorliegenden Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen dargelegt.
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Die
im Anspruch 1 beanspruchte Erfindung ist ein bleifreier Stahl zur
Verwendung für
Maschinenstrukturen, mit einer hervorragenden Zerspanungsbearbeitbarkeit
und einer geringen Festigkeitsanisotropie, umfassend, auf einer
Gewichtsbasis, C: 0,10 bis 0,65 %, Si: 0,03 bis 1,00 %, Mn: 0,30
bis 2,50 %, S: 0,03 bis 0,35 %, Cr: 0,1 bis 2,0 %, Al: weniger als
0,005 %, Ca: 0,0005 bis 0,020 %, Mg: 0,0003 bis 0,020 %, O: weniger
als 20 ppm, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen
ist, und wobei der bleifreie Stahl durch kontinuierliches Gießen hergestellt
wird.
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Die
größten Vorteile
der vorliegenden Erfindung liegen darin, dass der Al-Gehalt und
der O-Gehalt jeweils
auf den vorstehend beschriebenen spezifischen Bereich beschränkt sind,
der S-Gehalt über
dem herkömmlichen
Niveau liegt, Mg und Ca zugesetzt werden und kein Pb zugesetzt wird.
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Stähle zur
Verwendung für
Maschinenstrukturen werden grob in die drei Arten eines wärmebehandelten
Stahls, eines nicht-wärmebehandelten
Stahls und eines Einsatzstahls eingeteilt, die gemäß dem Zweck und
dergleichen unterschiedlich eingesetzt werden. Aufgrund dessen unterscheiden
sich bei dem erfindungsgemäßen bleifreien
Stahl zur Verwendung für
Maschinenstrukturen diese drei Arten von Stählen geringfügig bezüglich bevorzugter
Zusammensetzungsbereiche.
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Nachstehend
wird der Grund für
die Beschränkung
der Zusammensetzungsbereiche beschrieben, während auf die bevorzugten Bereiche
für die
drei Arten von Stählen
eingegangen wird.
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C: 0,10 bis 0,65 %
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C
ist ein essentielles Element zum Sicherstellen einer Festigkeit
als Stahl zur Verwendung für
Maschinenstrukturen und es werden nicht weniger als 0,10 % C zugesetzt.
Zu viel C verursacht jedoch eine Zunahme des Härtens und verschlechtert die
Zähigkeit
und Zerspanungsbearbeitbarkeit. Daher wird die Obergrenze auf 0,65
% eingestellt.
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Der
C-Gehalt des wärmebehandelten
Stahls beträgt
insbesondere bevorzugt 0,28 bis 0,55 %, mehr bevorzugt 0,32 bis
0,48 %.
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Der
C-Gehalt des nicht-wärmebehandelten
Stahls beträgt
vorzugsweise 0,10 bis 0,55 %, mehr bevorzugt 0,35 bis 0,50 %.
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Der
C-Gehalt des Einsatzstahls beträgt
vorzugsweise 0,10 bis 0,30 %, mehr bevorzugt 0,12 bis 0,28 %.
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Si: 0,03 bis 1,00 %
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Da
Si ein essentielles Element als Desoxidationsmittel bei der Herstellung
eines Stahls ist, wird die Untergrenze auf 0,03 % eingestellt. Zu
viel Si verschlechtert jedoch die Duktilität. Ferner verschlechtert es
auch die Zerspanungsbearbeitbarkeit durch Erzeugen von SiO2, das in dem Stahl Einschlüsse mit
großer
Härte bildet.
Daher wird dessen Obergrenze auf 1,00 % eingestellt.
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Der
Si-Gehalt von jedweder der vorstehend genannten drei Arten von Stählen beträgt vorzugsweise 0,10
bis 0,50 %, mehr bevorzugt 0,15 bis 0,35 %.
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Mn: 0,30 bis 2,50 %
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Im
Allgemeinen ist Mn ein wichtiges Element zum Sicherstellen der Festigkeit,
der Zähigkeit,
der Duktilität
beim Warmwalzen und der Härtbarkeit,
und Mn ist ein essentielles Element zur Erzeugung eines Einschlusses
auf Sulfidbasis gemäß der vorliegenden
Erfindung. Daher werden nicht weniger als 0,30 % Mn zugesetzt. Zu
viel Mn verursacht jedoch die Zunahme der Härte und verschlechtert die
Zerspanungsbearbeitbarkeit. Daher wird die Obergrenze auf 2,50 %
eingestellt.
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Der
Mn-Gehalt von jedweder der vorstehend genannten drei Arten von Stählen beträgt vorzugsweise 0,40
bis 2,00 %, mehr bevorzugt 0,60 bis 1,50 %.
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S: 0,03 bis 0,35 %
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S
ist ein Element zur Erzeugung eines Einschlusses auf Sulfidbasis,
der die Zerspanungsbearbeitbarkeit verbessern kann. Um einen Effekt
bezüglich
der Verbesserung der Zerspanungsbearbeitbarkeit zu erhalten, ist
es erforderlich, nicht weniger als 0,03 % S zuzusetzen. Mit zunehmendem
S-Gehalt verbessert sich die Zerspanungsbearbeitbarkeit. Zu viel
S macht es jedoch schwierig, die Form des Sulfids durch Ca und Mg
zu steuern und verschlechtert die Anisotropie der Schlagfestigkeit.
Daher wird die Obergrenze auf 0,35 % eingestellt.
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Der
S-Gehalt von jedweder der vorstehend genannten drei Arten von Stählen beträgt vorzugsweise 0,04
bis 0,30 %, mehr bevorzugt 0,08 bis 0,20 %.
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Cr: 0,1 bis 2,0 %
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Cr
wird zugesetzt, um die Härtbarkeit
und die Zähigkeit
des Stahls zu verbessern. Um die Effekte zu erhalten, sind nicht
weniger als 0,1 % Cr erforderlich. Wenn andererseits eine große Menge
Cr zugesetzt wird, nimmt die Härte
eines Arbeitsmaterials zu. Es ist daher erforderlich, den Cr-Gehalt
auf nicht mehr als 2,0 % einzustellen, um eine Zerspanungsbearbeitbarkeit
sicherzustellen.
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Der
Cr-Gehalt von jedweder der vorstehend genannten drei Arten von Stählen beträgt vorzugsweise 0,10
bis 1,50 %, mehr bevorzugt 0,15 bis 1,20 %.
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Al: weniger als 0,010 %
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Wenn
der Al-Gehalt nicht weniger als 0,010 % beträgt, wird ein Einschluss, der
aus Al2O3 mit einer
großen
Härte besteht,
erzeugt, was die Zerspanungsbearbeitbarkeit und die Dauerfestigkeit
verschlechtert.
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Der
bevorzugte Bereich für
den Al-Gehalt unterscheidet sich bezüglich der vorstehend genannten
drei Arten von Stählen
kaum.
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Ca: 0,0005 bis 0,020
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Ca
ist wie Mn und Mg ein Element zur Erzeugung eines Sulfids. Darüber hinaus
erzeugt Ca ein Mischoxid aus Al und Si und trägt zur Verbesserung von Effekten
der Zerspanungsbearbeitbarkeit und der Anisotropie von mechanischen
Eigenschaften durch die Steuerung der Gestalt eines Sulfids bei.
Um diese Effekte zu erhalten, ist es erforderlich, nicht weniger
als 0,0005 % Ca zuzusetzen. Andererseits ist die Ca-Ausbeute bei
der Herstellung des Stahls sehr gering. Die Effekte werden gesättigt, wenn
mehr Ca als erforderlich einbezogen wird. Daher wird dessen Obergrenze
auf 0,020 % eingestellt.
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Der
Ca-Gehalt von jedweder der vorstehend genannten drei Arten von Stählen beträgt vorzugsweise 0,0005
bis 0,0060 %, mehr bevorzugt 0,0005 bis 0,0040 %.
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Mg: 0,0003 bis 0,020 %
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Mg
zeigt die gleichen Effekte wie Ca. Wenn es mit Ca kombiniert wird,
trägt Mg
zu starken Verbesserungseffekten der Zerspanungsbearbeitbarkeit
und der Anisotropie von mechanischen Eigenschaften bei. Um diese
Effekte zu erhalten, ist es erforderlich, nicht weniger als 0,0003
% Mg zuzusetzen. Die Effekte werden gesättigt, wenn mehr Mg als erforderlich
einbezogen wird. Daher wird dessen Obergrenze auf 0,020 % eingestellt.
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Der
Mg-Gehalt von jedweder der vorstehend genannten drei Arten von Stählen beträgt vorzugsweise 0,0003
bis 0,0060 %, mehr bevorzugt 0,0005 bis 0,0040 %.
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O: Weniger als 20 ppm
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Es
ist bevorzugt, dass O so stark wie möglich vermindert wird, um die
Erzeugung eines harten Einschlusses auf Oxidbasis zu unterdrücken, der
für die
Zerspanungsbearbeitbarkeit schädlich
ist. Wenn nicht weniger als 20 ppm O einbezogen werden, nimmt die
Menge an erzeugten harten Einschlüssen auf Oxidbasis zu, was
die Zerspanungsbearbeitbarkeit und die Dauerfestigkeit verschlechtert.
Es ist daher erforderlich, die O-Menge auf weniger als 20 ppm einzustellen.
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Der
bevorzugte Bereich für
den O-Gehalt unterscheidet sich bezüglich der drei Arten von Stählen kaum.
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Erfindungsgemäß ist es
möglich,
die Form eines Oxids durch Beschränkungen des Al-Gehalts bzw. des
O-Gehalts zu beschränken,
und es ist möglich,
die Verschlechterung von Schlageigenschaften, insbesondere der Anisotropie
der Schlagfestigkeit (Festigkeitsanisotropie), zu minimieren, und
die Zerspanungsbearbeitbarkeit des Stahls vergleichbar zu derjenigen
eines Pb-enthaltenden Automatenstahls durch Einstellen des S-Gehalts
auf ein höheres
Niveau als herkömmlich
und gleichzeitig Einbeziehen von Ca und Mg in den Stahl zu verbessern.
Diese Verbesserungseffekte bezüglich
der Festigkeitsanisotropie und der Zerspanungsbearbeitbarkeit sind
größer als
bei einem Fall, bei dem nur eines von Ca oder Mg in dem Stahlmaterial
enthalten ist.
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Ferner
ist es erfindungsgemäß möglich, neben
dem Verbesserungseffekt bezüglich
der Zerspanungsbearbeitbarkeit einen Verbesserungseffekt bezüglich der
Dauerfestigkeit und dergleichen zu erhalten, und zwar dadurch, dass
die vorstehend beschriebenen Beschränkungen bezüglich des Al-Gehalts bzw. des
O-Gehalts eingehalten werden.
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Der
größte Vorteil
der vorliegenden Erfindung liegt darin, dass der Al-Gehalt auf weniger
als 0,005 % vermindert ist.
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Die
Eigenschaften des kontinuierlichen Gießens dieses bleifreien Stahls
zur Verwendung für
Maschinenstrukturen, welche die Herstellungspraxis beeinflussen,
können
durch Einstellen des Al-Gehalts auf weniger als 0,005 % stark verbessert
werden.
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D.h.,
ein Al-Gehalt von nicht weniger als 0,005 % beschleunigt die Erzeugung
von CaS in großen
Mengen in dem geschmolzenen Stahl, wodurch CaS auf kontinuierlichen
Gießdüsen abgeschieden
wird und die Düsen
zu einem Verstopfen neigen. Durch Beschränken des Al-Gehalts auf weniger als 0,005 % kann
dieser Nachteil sicher beseitigt werden.
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Ferner
ist es gemäß der im
Anspruch 2 beanspruchten Erfindung bevorzugt, dass der bleifreie
Stahl zur Verwendung für
Maschinenstrukturen ferner ein oder mehrere Element(e) umfasst,
das bzw. die aus der Gruppe Mo: 0,05 bis 1,00 %, Ni: 0,1 bis 3,5
%, V: 0,01 bis 0,50 %, Nb: 0,01 bis 0,10 %, Ti: 0,01 bis 0,10 %
und B: 0,0005 bis 0,0100 %, auf einer Gewichtsbasis, ausgewählt ist
bzw. sind.
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Der
Grund für
die Beschränkung
der bevorzugten Zusammensetzungsbereiche wird nachstehend beschrieben.
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Mo: 0,05 bis 1,00 % und Ni: 0,1 bis 3,5
%
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Mo
und Ni sind Elemente, welche die Härtbarkeit und die Zähigkeit
des Stahls verbessern können
und gegebenenfalls zugesetzt werden. Um diese Effekte zu erhalten,
ist es bevorzugt, nicht weniger als 0,05 % Mo und nicht weniger
als 0,1 % Ni zuzusetzen. Zu viel Mo und Ni verursacht eine Zunahme
der Härte
des Arbeitsmaterials. Daher ist es zur Sicherstellung der Zerspanungsbearbeitbarkeit
bevorzugt, dass der Mo-Gehalt auf nicht mehr als 1,00 % und der
Ni-Gehalt auf nicht mehr als 3,5 % eingestellt wird.
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Der
Mo-Gehalt von jedweder der vorstehend genannten drei Arten von Stählen beträgt vorzugsweise 0,10
bis 0,40 %, mehr bevorzugt 0,15 bis 0,30 %.
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Ferner
beträgt
der Ni-Gehalt von jedweder der vorstehend genannten drei Arten von
Stählen
vorzugsweise 0,40 bis 3,00 %, mehr bevorzugt 0,40 bis 2,00 %.
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V: 0,01 bis 0,50 %
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Da
V ein Element ist, das einen starken Ausscheidungsverfestigungseffekt
aufweist, wird es zugesetzt, wenn Härtungs- und Anlassbehandlungen
weggelassen werden. Um diesen Effekt zu erhalten, ist es bevorzugt,
nicht weniger als 0,01 % V zuzusetzen. Wenn der V-Gehalt höher als
0,50 % ist, wird der Effekt gesättigt. Es
ist daher bevorzugt, die Obergrenze auf 0,50 % einzustellen.
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Der
V-Gehalt des nicht-wärmebehandelten
Stahls beträgt
vorzugsweise 0,05 bis 0,35 %, mehr bevorzugt 0,05 bis 0,30 %.
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Nb: 0,01 bis 0,10 % und Ti: 0,01 bis 0,10
%
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Nb
und Ti haben Effekte zur Erzeugung von Carbonitriden bzw. zum Feinermachen
von Kristallkörnern durch
den Verankerungseffekt und werden gegebenenfalls zugesetzt. Um diese
Effekte zu erhalten, ist es erforderlich, nicht weniger als 0,01
% Nb und nicht weniger als 0,01 % Ti zuzusetzen. Wenn jedoch mehr
als 0,10 % Nb und mehr als 0,10 % Ti in den Stahl einbezogen werden,
werden diese Effekte gesättigt.
Daher betragen die jeweiligen Obergrenzen vorzugsweise 0,10 %. Der
Bereich beträgt
mehr bevorzugt 0,01 bis 0,08 %, insbesondere 0,01 bis 0,06 %.
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B: 0,0005 bis 0,0100 %
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Selbst
ein niedriger B-Gehalt hat Effekte des Verbesserns der Härtbarkeit
und der mechanischen Eigenschaften des Stahls und B wird gegebenenfalls
zugesetzt. Um die Effekte zu erhalten, ist es erforderlich, nicht
weniger als 0,0005 % B zuzusetzen. Wenn mehr als 0,0100 % B enthalten
sind, werden die Effekte gesättigt.
Die Obergrenze beträgt
daher vorzugsweise 0,0100 %. Der Bereich beträgt mehr bevorzugt 0,0005 bis 0,0060
%, insbesondere 0,0005 bis 0,0040 %.
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Ferner
ist es gemäß der im
Anspruch 3 beanspruchten Erfindung bevorzugt, dass der bleifreie
Stahl zur Verwendung für
Maschinenstrukturen ferner ein oder zwei Element(e) umfasst, das
bzw. die aus der Gruppe Bi: 0,01 bis 0,30 % und REM: 0,001 bis 0,10
%, auf einer Gewichtsbasis, ausgewählt ist bzw. sind.
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Der
Grund für
die Beschränkung
der bevorzugten Zusammensetzungsbereiche wird nachstehend beschrieben.
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Bi: 0,01 bis 0,30 %
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Da
Bi zur Verbesserung der Späneabfuhr
und der Bohreigenschaften des Stahls effektiv ist, wobei die Anisotropie
der mechanischen Eigenschaften kaum verschlechtert wird, wird es
zugesetzt, wenn diese Eigenschaften erforderlich sind. Um den Effekt
zu erhalten, ist es erforderlich, nicht weniger als 0,01 % Bi zuzusetzen.
Wenn jedoch mehr als 0,30 % Bi enthalten sind, wird der Effekt gesättigt und
die Kosten steigen. Daher beträgt
die Obergrenze vorzugsweise 0,30 %. Der Bereich beträgt mehr
bevorzugt 0,01 bis 0,10 %, insbesondere 0,01 bis 0,08 %.
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REM: 0,001 bis 0,10 %
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Da
ein REM (Seltenerdelement) einen starken Effekt der Steuerung der
Form eines Sulfids aufweist, wird es verwendet, um die Effekte von
Mg und Ca zu verstärken.
Es sollte beachtet werden, dass das REM vorwiegend aus Mischlegierungen
von Ce, La, Nd, Pr und Sm besteht. Um diesen Effekt zu erhalten,
ist es erforderlich, nicht weniger als 0,001 % REM zuzusetzen. Wenn
jedoch mehr als 0,10 % REM enthalten sind, wird der Effekt gesättigt und
die Kosten steigen. Daher beträgt
die Obergrenze vorzugsweise 0,10 %. Der Bereich beträgt mehr
bevorzugt 0,001 bis 0,006 %, insbesondere 0,001 bis 0,004 %.
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Ferner
ist es gemäß der im
Anspruch 4 beanspruchten Erfindung bevorzugt, dass der bleifreie
Stahl zur Verwendung für
Maschinenstrukturen eines oder zwei, ausgewählt aus der Gruppe (Ca, Mg)S
und (Ca, Mg, Mn)S, als Einschluss auf Sulfidbasis umfasst. Es gibt
verschiedene Sulfide, die S mit Ca, Mg und Mn kombinieren. Dabei
ist es insbesondere durch Einbeziehen mindestens eines Mischsulfids
(Ca, Mg)S, das aus Ca, Mg und S besteht, oder eines Mischsulfids
(Ca, Mg, Mn)S, das aus Ca, Mg, Mn und S besteht, möglich, die Carbidwerkzeugverschleißeigenschaften
stark zu verbessern.
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1 ist
eine erläuternde
Ansicht, die ein Bewertungsverfahren für die Tiefbohreigenschaften
in der ersten Ausführungsform
zeigt,
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2 ist
eine Photographie als Ersatz für
eine Zeichnung, die Bilder von jeweiligen Elementen in einem Stahl
X gemäß der vorliegenden
Erfindung in der sechsten Ausführungsform
zeigt,
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3 ist
eine Photographie als Ersatz für
eine Zeichnung, die Bilder von jeweiligen Elementen zeigt, die an
einem Werkzeug anhaften, das zum Schneiden des Stahls X gemäß der vorliegenden
Erfindung in der siebten Ausführungsform
verwendet worden ist,
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4 ist
eine Photographie als Ersatz für
eine Zeichnung, die Bilder von jeweiligen Elementen zeigt, die an
einem Werkzeug anhaften, das zum Schneiden eines herkömmlichen
Stahls Y in der siebten Ausführungsform
verwendet worden ist, und
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5 ist
eine Photographie als Ersatz für
eine Zeichnung, die Bilder von jeweiligen Elementen zeigt, die an
einem Werkzeug anhaften, das zum Schneiden eines herkömmlichen
Stahls Z in der siebten Ausführungsform
verwendet worden ist.
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Zur
Bewertung der hervorragenden Eigenschaften eines erfindungsgemäßen bleifreien
Stahls zur Verwendung für
Maschinenstrukturen wurden verschiedene Tests für jede von drei Arten von Stählen durchgeführt, d.h.
für wärmebehandelte
Stähle,
für nicht-wärmebehandelte
Stähle
und für
Einsatzstähle.
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Die
Ergebnisse dieser Tests werden nachstehend als Ausführungsformen
gezeigt.
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Erste Ausführungsform
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In
dieser Ausführungsform
werden gemäß den Tabellen
1 und 3 ein Stahl A (nicht erfindungsgemäß) und herkömmliche Stähle B und C, wobei es sich
bei allen um wärmebehandelte
Stähle
handelt, hergestellt und miteinander verglichen.
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Der
herkömmliche
Stahl B ist ein Pb-enthaltender Automatenstahl, der 0,1 % Pb enthält. Dieser
herkömmliche
Stahl B liegt bezüglich
des S-Gehalts und des O-Gehalts außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung.
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Ferner
ist der herkömmliche
Stahl C ein Stahl, dem Ca und Mg nicht zugesetzt worden sind.
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Jedes
Stahlmaterial wird in einem Vakuumschmelzofen mit einer Kapazität von 100
kg geschmolzen, bei 1200°C
auf einen Durchmesser von 60 mm geschmiedet und gestreckt, und ein
Teil davon wird weiter zu einem rechteckigen Stahlmaterial von 40 × 70 mm
geschmiedet und gestreckt. Danach wird jeder Stahl einer Wärmebehandlung
unterzogen, die ein Härten
bei 880°C
und dann ein Anlassen bei 580°C
umfasst.
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Unter
Verwendung des Stahlmaterials mit einem Durchmesser von 60 mm werden
Tests bezüglich
der Zerspanungsbearbeitbarkeit, ein Zugtest und ein Schlagtest in
einer Schmiede- und Streckrichtung (wobei diese Richtung nachstehend
als L-Richtung bezeichnet wird) durchgeführt. Darüber hinaus werden unter Verwendung
der rechteckigen Stahlprodukte von 40 × 70 mm Schlagtests in einer
Richtung durchgeführt,
die senkrecht zur Schmiede- und Streckrichtung ist (wobei diese
Richtung nachstehend als T-Richtung bezeichnet wird).
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Testverfahren
bezüglich
der Zerspanungsbearbeitbarkeit und der Schneidbedingungen sind in
der Tabelle 2 gezeigt. Ein JIS Nr. 4-Prüfkörper und ein JIS Nr. 3-Prüfkörper werden
als Zugtestprüfkörper bzw.
als Schlagtestprüfkörper verwendet.
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Unter
der Voraussetzung, dass es die Aufgabe der vorliegenden Erfindung
ist, einen Stahl zu entwickeln, der einen Pb-enthaltenden Automatenstahl
ersetzt, werden die Bewertungsgegenstände des Tests bezüglich der
Zerspanungsbearbeitbarkeit mit einer Betonung auf die Späneabfuhr
und die Bohr-Zerspanungsbearbeitbarkeit bewertet, wobei es sich
um Vorteile des Pb-enthaltenden Automatenstahls handelt.
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Ferner
wird gemäß der 1 in
einem Tiefbohrtest, bei dem es sich um einen der Tests bezüglich der Zerspanungsbearbeitbarkeit
handelt, die Schneidkraft (Drehmoment T2)
von Beginn des Bohrens an gemessen. Unter der Annahme, dass die
Bohrzeit t, die erforderlich ist, bis das Drehmoment T2 zweimal
so groß wird wie
ein stabiles Bohrdrehmoment T1, die „stabile
Bohrzeit" ist, werden
die „stabile
Bohrtiefe (mm)",
die als „stabile
Bohrzeit (s)" × „Vorschub
(mm/s)" definiert
ist, berechnet und bewertet.
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Das
Testergebnis und dergleichen sind in der Tabelle 3 gezeigt.
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Wie
es aus der Tabelle 3 ersichtlich ist, zeigt der Stahl als wärmebehandelter
Stahl Eigenschaften, die denjenigen der herkömmlichen Stähle B und C bei allen Bewertungsgegenständen überlegen
sind. Bezüglich der
Bohrerlebensdauer ist insbesondere der Stahl A den herkömmlichen
Pb-enthaltenden Automatenstählen weit überlegen.
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Zweite Ausführungsform
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In
dieser Ausführungsform
werden, wie es in den Tabellen 1 und 3 gezeigt ist, die bereits
vorstehend beschrieben worden sind, ein Stahl D gemäß der vorliegenden
Erfindung und herkömmliche
Stähle
E bis G, die alle nicht-wärmebehandelte
Stähle
sind, hergestellt und miteinander verglichen.
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Der
herkömmliche
Stahl E ist ein Pb-enthaltender Automatenstahl, der 0,17 % Pb enthält. Der
herkömmliche
Stahl F ist ein Pb-enthaltender Automatenstahl, dem Pb und Ca zugesetzt
worden sind und der 0,18 % Pb und 22 ppm Ca enthält. Der herkömmliche
Stahl G enthält
kein Ca und Mg. Der Al-Gehalt jedes der herkömmlichen Stähle E bis G übersteigt
0,010 %.
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Die
jeweiligen Stahlmaterialien werden in einem Vakuumschmelzofen mit
einer Kapazität
von 30 kg geschmolzen, bei 1200°C
auf einen Durchmesser von 40 mm geschmiedet und gestreckt, und ein
Teil davon wird weiter zu einem rechteckigen Stahlmaterial von 40 × 70 mm
geschmiedet und gestreckt. Danach wird jeder der Stähle 30 min
bei 1200°C
gehalten und dann wird damit eine Luftkühlungswärmebehandlung durchgeführt.
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Unter
Verwendung der Stahlmaterialien mit einem Durchmesser von 40 mm
werden Tests bezüglich der
Zerspanungsbearbeitbarkeit, ein Zugtest und ein Schlagtest in L-Richtung
durchgeführt.
Unter Verwendung der rechteckigen Stahlmaterialien von 40 × 70 mm
wird ein Schlagtest in T-Richtung durchgeführt.
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Die
Testverfahren, die Schneidbedingungen, die Zugtestprüfkörper und
die Schlagtestprüfkörper sind mit
denjenigen der ersten Ausführungsform
identisch.
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Das
Testergebnis und dergleichen sind in der Tabelle 3 gezeigt.
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Wie
es aus der Tabelle 3 ersichtlich ist, zeigt der erfindungsgemäße Stahl
D als nicht-wärmebehandelter
Stahl Eigenschaften, die denjenigen der herkömmlichen Stähle E bis G in allen Bewertungsgegenständen überlegen
sind. Der Stahl D zeigt insbesondere eine weit überlegene Leistung bezüglich des
Carbidwerkzeugverlusts durch Verschleiß und eine weit überlegene
Bohrerlebensdauer bezüglich
herkömmlicher
Pb-enthaltender Automatenstähle.
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Der
Grund dafür,
dass die Bohrerlebensdauer, bei der es sich um einen Vorteil des
Pb-enthaltenden Automatenstahls
handelt, bei dem Stahl D verglichen mit derjenigen des herkömmlichen
Stahls F, bei dem es sich um einen Bleimischautomatenstahl handelt,
der eine hervorragende Zerspanungsbearbeitbarkeit aufweist, beträchtlich
verlängert
ist, liegt in der Tatsache begründet,
dass verglichen mit den herkömmlichen
Stählen
der Al-Gehalt und der O-Gehalt gleichzeitig vermindert sind, die
Menge an Oxiden und deren Formen so gesteuert sind, dass das Niveau
des S-Gehalts erhöht
ist und dem Stahl sowohl Mg als auch Ca zugesetzt sind. Diese Verbesserung
kann nicht erhalten werden, so lange diese Verfahren nicht durchgeführt werden.
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Dritte Ausführungsform
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In
dieser Ausführungsform
werden, wie es in den Tabellen 1 und 3 gezeigt ist, die bereits
vorstehend beschrieben worden sind, Stähle H und J gemäß der vorliegenden
Erfindung und herkömmliche
Stähle
J und K, die alle Einsatzstähle
sind, hergestellt und miteinander verglichen.
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Der
größte Unterschied
zwischen den erfindungsgemäßen Stählen H und
J besteht darin, dass dem Stahl H Bi zugesetzt worden ist.
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Der
herkömmliche
Stahl J ist ein Automatenstahl, dem S und Pb in großen Mengen
zugesetzt worden sind. Der Al-Gehalt jedes der herkömmlichen
Stähle
J und K übersteigt
0,010 %.
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Jedes
Stahlmaterial wird in einem Vakuumschmelzofen mit einer Kapazität von 100
kg geschmolzen, bei 1200°C
auf einen Durchmesser von 60 mm geschmiedet und gestreckt, und ein
Teil davon wird weiter zu einem rechteckigen Stahlmaterial von 40 × 70 mm
geschmiedet und gestreckt. Danach wird jedes Stahlmaterial einer
Normalisierungswärmebehandlung
für 60
min bei 900°C
unterzogen.
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Unter
Verwendung der Stahlmaterialien mit einem Durchmesser von 60 mm
werden Tests bezüglich der
Zerspanungsbearbeitbarkeit durchgeführt. Die Prüfkörper für den Zugtest und den Schlagtest
in L-Richtung werden aus den vorstehend genannten Stahlmaterialien
mit 60 mm Durchmesser herausgeschnitten und die Prüfkörper für den Schlagtest
in T-Richtung werden aus den vorstehend genannten rechteckigen Stahlmaterialien
von 40 × 70
mm herausgeschnitten. Nachdem diese Prüfkörper bei 880°C gehärtet und
bei 180°C angelassen
worden sind, werden sie fertigbearbeitet und dann mechanischen Tests
unterzogen.
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Die
Testverfahren und dergleichen sind mit denjenigen der ersten Ausführungsform
identisch.
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Das
Testergebnis und dergleichen sind in der Tabelle 3 gezeigt.
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Wie
es aus der Tabelle 3 ersichtlich ist, zeigen die erfindungsgemäßen Stähle H und
I als Einsatzstähle Eigenschaften,
die zumindest bezüglich
der Zerspanungsbearbeitbarkeit denjenigen der herkömmlichen
Stähle
J und K überlegen
sind. Darüber
hinaus behalten die Stähle
H und I nahezu die gleichen mechanischen Eigenschaften wie diejenigen
der herkömmlichen
Stähle
bei.
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Die
Bohrerlebensdauer bei dem erfindungsgemäßen Stahl H, dem Bi zugesetzt
worden ist, wird insbesondere überraschend
verlängert.
Diese Verbesserung ist auf die Tatsache zurückzuführen, dass die Verformung von
Einschlüssen
durch das Verhalten eines niedrigen Schmelzens von Bi beschleunigt
wird und dass das Mischsulfid einen Effekt der Unterdrückung des
Fortschreitens des Werkzeugverschleißes aufweist.
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Vierte Ausführungsform
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In
dieser Ausführungsform
werden ein Stahl L gemäß der vorliegenden
Erfindung, herkömmliche
Stähle
M und N und ein Vergleichsstahl, die alle nicht-wärmebehandelte
Stähle
sind, hergestellt und bezüglich
der Dauerfestigkeitseigenschaften miteinander verglichen.
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Der
herkömmliche
Stahl M ist ein Automatenstahl, der Pb enthält, und der herkömmliche
Stahl N ist ein Pb-Mischautomatenstahl, der zusätzlich zu Pb Ca enthält.
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Der
Vergleichsstahl O ist ein Stahl, der durch Erhöhen des O-Gehalts in dem erfindungsgemäßen Stahl
auf mehr als 20 ppm erhalten worden ist.
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Jedes
Stahlmaterial wird in einem Vakuumschmelzofen mit einer Kapazität von 30
kg geschmolzen, bei 1200°C
auf einen Durchmesser von 60 mm geschmiedet und gestreckt, 30 min
bei 1200°C
gehalten und dann einer Luftkühlungswärmebehandlung
unterzogen.
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Prüfkörper werden
jeweils aus den Stahlmaterialien mit einem Durchmesser von 60 mm
herausgeschnitten und Zugtests und Rotations- und Biegedauerfestigkeitstests
des Ono-Typs werden durchgeführt.
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Das
Testergebnis ist in der Tabelle 5 gezeigt.
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Wie
es aus der Tabelle 5 ersichtlich ist, zeigt der erfindungsgemäße Stahl
L eine Zugfestigkeit, die sich nur geringfügig von derjenigen des herkömmlichen
Stahls M (Blei-enthaltender Automatenstahl) und derjenigen des herkömmlichen
Stahls N (Bleimischautomatenstahl) unterscheidet, und er zeigt eine
Dauerfestigkeit und ein Dauerfestigkeitsverhältnis, die gleich oder größer als
diejenigen der herkömmlichen
Stähle
M und N sind. Darüber
hinaus ist der Vergleichsstahl O, der einen höheren Sauerstoffgehalt aufweist
als der erfindungsgemäße Stahl
L, bezüglich
der Dauerfestigkeitseigenschaften unterlegen. Es wird davon ausgegangen,
dass dies auf die Zunahme der Menge und der Größe eines Oxideinschlusses zurückzuführen ist.
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Fünfte Ausführungsform
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In
dieser Ausführungsform
werden wärmebehandelte
Stähle
und nicht-wärmebehandelte
Stähle
bezüglich
der kontinuierlichen Gießeigenschaften
bewertet. Bei dieser Bewertung wurden gemäß der Tabelle 6 die erfindungsgemäßen Stähle P bis
S und die Vergleichsstähle
T bis W hergestellt. Die Vergleichsstähle T bis W werden durch Erhöhen des
Al-Gehalts auf jeweils nicht weniger als 0,05 % in den erfindungsgemäßen Stählen P bis
S erhalten.
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Ein
kontinuierlicher Gießtest
wird unter Verwendung einer kontinuierlichen Vorblockgießanlage
des Nennzahltyps 370 mm × 530
mm nach dem Schmelzen der Stähle
in einem elektrischen Ofen mit einer Kapazität von 130 Tonnen-LF (Pfannenbehandlungsofen)-RH
(Vakuumentgasungsanlage) durchgeführt. Es wird dann getestet,
ob 130 Tonnen geschmolzenes Metall durch die kontinuierliche Gießanlage
gegossen werden oder nicht.
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Das
Testergebnis ist in der Tabelle 7 gezeigt.
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Wie
es aus der Tabelle 7 ersichtlich ist, wurden bei den jeweiligen
erfindungsgemäßen Stählen P bis S,
deren Al-Gehalt auf einen niedrigen Wert von weniger als 0,005 %
vermindert war, alle 130 Tonnen des geschmolzenen Metalls gegossen,
ohne dass die Düsen
der Gießanlage
verstopft wurden.
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Bei
den Vergleichsstählen
T bis W, die jeweils einen Al-Gehalt von nicht weniger als 0,005
% aufweisen, findet ein Verstopfen der Düsen statt und die gesamten
130 Tonnen des geschmolzenen Metalls können nicht kontinuierlich gegossen
werden.
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Sechste Ausführungsform
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In
dieser Ausführungsform
wird ein Stahl X, bei dem es sich um einen erfindungsgemäßen nicht-wärmebehandelten
Stahl handelt, der in der Tabelle 8 gezeigt ist, hergestellt und
Einschlüsse
in dem Stahl werden untersucht.
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Der
erfindungsgemäße Stahl
X wird in einem Vakuumschmelzofen mit einer Kapazität von 30
kg geschmolzen und bei 1200°C
auf einen Durchmesser von 40 mm geschmiedet und gestreckt. Danach
wird der Stahl 30 min bei 1200°C
gehalten und dann einer Luftkühlungswärmebehandlung
unterzogen.
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Das
Ergebnis der Einschlussuntersuchung ist in der 2 gezeigt.
Die 2 ist eine Photographie als Ersatz für eine Zeichnung,
die SEM (Rasterelektronenmikroskop)-Bilder und die jeweiligen Bilder
der Elemente Mn, Si, Mg, S, Al, Fe, O, P und Ca an der gleichen
Position des SEM-Bilds zeigt.
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Wie
es aus der 2 ersichtlich ist, werden Mn,
Mg, S und Ca in dem gleichen Einschluss nachgewiesen und das Vorliegen
von MnS, (Mg, Ca)S und (Mn, Mg, Ca)S wird bestätigt. Ferner ist die Form des
Einschlusses in dem erfindungsgemäßen Stahl kugelförmig, während ein
Sulfid, das üblicherweise
durch MnS dargestellt wird, nach dem Schmieden und Strecken zu einer
stäbchenartigen
Form ausgebildet ist. Es wird davon ausgegangen, dass dies zeigt,
dass der Kerbeffekt durch die Einschlüsse während der Tests der mechanischen
Eigenschaften vermindert wird und dass bezüglich der mechanischen Eigenschaften
die Anisotropie der Schlagfestigkeit verbessert wird.
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Siebte Ausführungsform
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In
dieser Ausführungsform
werden ein erfindungsgemäßer Stahl
X und herkömmliche
Stähle
Y und Z hergestellt und bezüglich
des Carbidwerkzeugverlusts durch Verschleiß, der Späneabfuhrindizes, der Tiefbohreigenschaften
und der Bohrerlebensdauer Tests unterzogen.
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Die
Testbedingungen und dergleichen sind mit denjenigen in der ersten
Ausführungsform
identisch. Darüber
hinaus wird die Verteilung von Legierungselementen auf den Flächenverschleißteilen
(Kraterverschleißteilen)
der jeweiligen Werkzeuge untersucht.
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Der
herkömmliche
Stahl Y ist ein Bleimischautomatenstahl, der Pb und Ca enthält. Der
herkömmliche Stahl
Z ist ein Stahl, der kein Pb enthält, bei dem jedoch der Al-Gehalt
erhöht
und kein Ca und Mg zugesetzt sind. Das Herstellungsverfahren für die Stähle Y und
Z ist mit demjenigen des erfindungsgemäßen Stahls X identisch.
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Die
Testergebnisse sind in der Tabelle 9 gezeigt. Tabelle 9
Stahlart | Carbidwerkzeugverlust
durch Verschleiß (mm) | Späneabfuhrindex | Tiefbohreigenschaften
(mm) | Bohrerlebensdauer
(Bohrungsanzahl) |
erfindungsgemäßer Stahl | X | 0,07 | 32 | 87 | 922 |
herkömmlicher | Y | 0,12 | 32 | 87 | 920 |
Stahl | z | 0,20 | 3 | 39 | 393 |
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Wie
es aus der Tabelle 9 ersichtlich ist, ist der erfindungsgemäße Stahl
X bezüglich
aller Bewertungsgegenstände
den herkömmlichen
Stählen
Y und Z überlegen.
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Die
Untersuchungsergebnisse der Legierungselementverteilung sind in
den 3 bis 5 gezeigt. Diese Figuren sind
Photographien als Ersatz für
eine Zeichnung, von denen jede das SEM-Bild der Oberfläche des
Flächenverschleißteils des
Werkzeugs nach dem Verschleißtest
und die Bilder der Elemente Ca, S, Mn, Mg, W, Fe, Si, Al und O an
der gleichen Position des SEM-Bilds zeigt.
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Wie
es aus der 3 ersichtlich ist, haften in
dem Stahl X gemäß der vorliegenden
Erfindung Mn, S, Ca und Mg an dem Flächenverschleißteil des
Werkzeugs. Es wird davon ausgegangen, dass dies zeigt, dass der
Stahl eine Schmierfunktion zeigt, die aus dem Verbundeffekt von
MnS und (Ca, Mg)S resultiert, so dass das Fortschreiten des Werkzeugverschleißes unterdrückt wird.
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Wie
es aus der 4 ersichtlich ist, haften in
dem herkömmlichen
Stahl Y Ca und S an dem Verschleißteil und Pb haftet an dem
Endabschnitt des Verschleißteils.
Obwohl aufgrund dieses Ergebnisses davon ausgegangen werden kann,
dass die Schmierfunktion von CaS das Fortschreiten des Werkzeugverschleißes unterdrücken kann,
ist der Unterdrückungsgrad
geringer als derjenige des erfindungsgemäßen Stahls X.
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Wie
es aus der 5 ersichtlich ist, ist bei dem
herkömmlichen
Stahl Z S geringfügig
auf dem Verschleißteil
des Werkzeugs verteilt, jedoch haften Fe und O in großen Mengen
daran. Co, das in dem Werkzeug enthalten ist, wird durch ein Fe-Oxid
ersetzt, das derart wirkt, dass es den Werkzeugverschleiß beschleunigt. Es
wird davon ausgegangen, dass dies der Grund dafür ist, warum das Werkzeug stark
verschlissen ist.
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Achte Ausführungsform
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In
dieser Ausführungsform
werden mehr erfindungsgemäße Stähle und
Vergleichsstähle
hergestellt und bezüglich
der Zerspanungsbearbeitbarkeit und anderer Eigenschaften wie in
dem Fall der ersten Ausführungsform
bewertet.
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Als
erstes werden als die erfindungsgemäßen Stähle 78 Arten von Stählen, a1
bis a78, die jeweils durch verschiedenartiges Verändern der
erfindungsgemäßen Zusammensetzungsbereiche
erhalten werden, gemäß den Tabellen
10 bis 12 hergestellt.
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Als
Vergleichsstähle
werden 8 Arten von Stählen,
b1 bis b8, die nicht in die jeweiligen erfindungsgemäßen Zusammensetzungsbereiche
fallen, gemäß der Tabelle
13 hergestellt.
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Der
Vergleichsstahl b1 weist einen S-Gehalt unter der Untergrenze auf
und der Vergleichsstahl b2 weist einen S-Gehalt über der Obergrenze auf. Der
Vergleichsstahl b3 weist einen Al-Gehalt über der Obergrenze auf. Der
Vergleichsstahl b4 weist einen Ca-Gehalt unter der Untergrenze auf
und der Vergleichsstahl b5 weist einen Ca-Gehalt über der
Obergrenze auf. Der Vergleichsstahl b6 weist einen Mg-Gehalt unter
der Untergrenze auf und der Vergleichsstahl b7 weist einen Mg-Gehalt über der
Obergrenze auf. Der Vergleichsstahl b8 weist einen O-Gehalt über der
Obergrenze auf.
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Wärmebehandelte
Stähle
werden in der gleichen Weise wie in der ersten Ausführungsform
hergestellt und nicht-wärmebehandelte
Stähle
werden in der gleichen Weise wie in der zweiten Ausführungsform
hergestellt. In den später
gezeigten Tabellen 14 bis 17 sind diejenigen, die Daten bezüglich einer
Härtung
und eines Anlassens aufweisen, die wärmebehandelten Stähle, und
diejenigen, die Daten bezüglich
einer Luftkühlbehandlung
aufweisen (nach dem Erhitzen bei 1200°C), die nicht-wärmebehandelten
Stähle.
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Mit
den wärmebehandelten
Stählen
werden mechanische Tests nach dem Härten und Anlassen durchgeführt, und
mit den nicht-wärmebehandelten
Stählen
werden sie nach dem Erhitzen bei 1200°C und anschließender Luftkühlbehandlung
durchgeführt.
Die anderen Bedingungen sind mit denjenigen in der ersten bis dritten
Ausführungsform
identisch.
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Die
Bewertungsergebnisse sind in den Tabellen 14 bis 17 gezeigt. Um
die Ergebnisse zu verdeutlichen, wird ein sehr gutes Ergebnis durch
das Zeichen ʘ,
ein gutes Ergebnis durch das Zeichen O und ein schlechtes Ergebnis
durch das Zeichen × angegeben.
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Die
Beurteilungskriterien für ʘ, O
und x der jeweiligen Bewertungsgegenstände sind in der Tabelle 18 gezeigt.
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Wie
es aus den Tabellen 14 bis 16 ersichtlich ist, zeigen alle erfindungsgemäßen Stähle überlegene Ergebnisse
bei allen Bewertungsgegenständen.
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Im
Gegensatz dazu zeigte gemäß der Tabelle
17 keiner der Vergleichsstähle
zufrieden stellende Ergebnisse bei allen Bewertungsgegenständen.
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Insbesondere
kann der Vergleichsstahl b1, dessen S-Gehalt unter der Untergrenze
liegt, keine ausreichenden Eigenschaften bezüglich des Carbidwerkzeugverlusts
durch Verschleiß,
der Späneabfuhr,
der Tiefbohreigenschaften und der Bohrerlebensdauer erreichen.
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Der
Vergleichsstahl b2, dessen S-Gehalt über der Obergrenze liegt, ist
bezüglich
der Anisotropie der Schlagfestigkeit und des Dauerfestigkeitsverhältnisses
unzureichend.
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Der
Vergleichsstahl b3, dessen Al-Gehalt über der Obergrenze liegt, ist
bezüglich
des Carbidwerkzeugverlusts durch Verschleiß und des Dauerfestigkeitsverhältnisses
unzureichend. Ferner erreichen die Tiefbohreigenschaften und die
Bohrerlebensdauer des Vergleichsstahls b3 verglichen mit dem nicht-wärmebehandelten
Stahl (luftgekühlte
Stähle)
von den erfindungsgemäßen Stählen a1
bis a78, da der Vergleichsstahl b3 aus dem nicht-wärmebehandelten
Stahl besteht, kein sehr gutes Niveau, sondern bleiben bei einem
guten Niveau, wohingegen nahezu alle erfindungsgemäßen Stähle sehr
gute Niveaus beim Tiefbohren und der Bohrerlebensdauer wie Pb-enthaltende
Automatenstähle
zeigen.
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Der
Vergleichsstahl b4, dessen Ca-Gehalt unter der Untergrenze liegt,
zeigt keine(n) hervorragende(n) Carbidwerkzeugverlust durch Verschleiß, Bohreriebensdauer
und Anisotropie der Schlagfestigkeit.
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Der
Vergleichsstahl b5, dessen Ca-Gehalt über der Obergrenze liegt, zeigt
kein hervorragendes Dauerfestigkeitsverhältnis.
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Der
Vergleichsstahl b6, dessen Mg-Gehalt unter der Untergrenze liegt,
zeigt keine(n) hervorragende(n) Carbidwerkzeugverlust durch Verschleiß, Bohreriebensdauer
und Anisotropie der Schlagfestigkeit.
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Der
Vergleichsstahl b7, dessen Mg-Gehalt über der Obergrenze liegt, zeigt
kein hervorragendes Dauerfestigkeitsverhältnis.
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Der
Vergleichsstahl b8, dessen O-Gehalt über der Obergrenze liegt, zeigt
keine(n) hervorragende(n) Carbidwerkzeugverlust durch Verschleiß, Bohreriebensdauer
und kein hervorragendes Dauerfestigkeitsverhältnis.
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Gemäß der vorstehenden
Beschreibung ist es erfindungsgemäß möglich, einen bleifreien Stahl
zur Verwendung für
Maschinenstrukturen bereitzustellen, der kein Pb enthält und bezüglich der
Eigenschaften identisch mit oder besser als die herkömmlichen,
Pb-enthaltenden Automatenstähle
ist, eine hervorragende Zerspanungsbearbeitbarkeit und eine geringe
Festigkeitsanisotropie aufweist.