DE60319197T2

DE60319197T2 - Maraging-Stahl und Verfahren zu dessen Herstellung

Info

Publication number: DE60319197T2
Application number: DE60319197T
Authority: DE
Inventors: Setsuo Mishima; Hidemi Takao; Kenichiro Hara; Etsuo Fujita
Original assignee: Hitachi Metals Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 2002-11-19
Filing date: 2003-11-18
Publication date: 2009-02-12
Anticipated expiration: 2023-11-19
Also published as: US7445678B2; EP1422301A1; EP1826282A1; EP1422301B1; DE60331111D1; US20040093983A1; DE60319197D1; EP1826282B1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf Maraging-Stahl und ein Verfahren zu dessen Herstellung.
Weil Maraging-Stahl eine sehr hohe Zugfestigkeit von etwa 2.000 MPa aufweist, ist er für Elemente verwendet worden, die eine hohe Festigkeit aufweisen müssen, zum Beispiel solche für Raketen, Zentrifugalabscheider, Flugzeuge und stufenlose Automatikgetriebe für Automotoren, Werkzeuge, Formen usw.
Maraging-Stahl enthält im Allgemeinen als Verstärkungselemente geeignete Mengen Mo und Ti, so dass Maraging-Stahl eine hohe Festigkeit aufweisen kann, die durch eine Alterungsbehandlung wie etwa das Ausscheiden intermetallischer Verbindungen wie Ni₃Mo, Ni₃Ti und Fe₂Mo erreicht wird. Ein typischer Maraging-Stahl, der Mo und Ti enthält, weist eine chemische Zusammensetzung, in Massenprozent, von 18% Ni, 8% Co, 5% Mo, 0,45% Ti, 0,1% Al und im Rest Fe auf.
Während Maraging-Stahl eine sehr hohe Zugfestigkeit aufweisen kann, ist seine Dauerfestigkeit jedoch nicht notwendigerweise ebenfalls hoch. Die wichtigsten Faktoren, die zu einer Minderung der Ermüdungs- oder Dauerfestigkeit von Maraging-Stahl beitragen, sind nichtmetallische Nitrid- und/oder Carbonitrideinschlüsse wie TiN und TiCN. Wenn die nichtmetallischen Einschlüsse den Stahl grober machen, gehen Ermüdungsbrüche von den Einschlüssen aus.
Daher ist im Allgemeinen ein Vakuumlichtbogenumschmelzverfahren (nachstehend als VAR-Verfahren bezeichnet) verwendet worden, um die nichtmetallischen Einschlüsse im Stahl zu verringern.
Der nach dem VAR-Verfahren hergestellte Maraging-Stahl weist die Vorteile auf, dass er homogen ist (das heißt eine geringe Segregation aufweist) und dass der Anteil an nichtmetallischen Einschlüsse verringert ist.
In dem nach dem VAR-Verfahren hergestellten Maraging-Stahl verbleiben jedoch auch vergleichsweise große nichtmetallische Nitrid- oder Carbonitrideinschlüsse wie TiN und TiCN. Die verbleibenden großen nichtmetallischen Einschlüsse liegen auch nach Warmschmieden, Wärmebehandlung, Warmwalzen und Kaltwalzen, die nach dem VAR-Verfahren durchgeführt werden, noch in dem Material vor. Dies ist eine Ursache für Ermüdungsbrüche, die von den verbleibenden großen nichtmetallischen Einschlüssen ausgehen.
Zur Lösung dieses Problems sind verschiedene Vorschläge gemacht worden. Zum Beispiel wird in JP-A-2001-214212 ein Verfahren zur Herstellung von Ti-haltigem Stahl beschrieben, nach dem ein Ausgangsmaterial für Ti-haltigen Stahl ohne Titannitrideinschlüsse in einem Vakuuminduktionsofen geschmolzen und anschließend gegossen wird, um einen Ti-haltigen Stahlwerkstoff als eine Elektrode herzustellen, und das Material dann mit einem Vakuumlichtbogenschmelzverfahren umgeschmolzen wird, um die Titannitrideinschlüsse zu verfeinern.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben eine weitere Verbesserung der Reinheit von Maraging-Stahl untersucht.
In JP-A-2001-214212 können die Ausgangsmaterialien für Ti-haltigen Stahl, die keine Nitrideinschlüsse wie TiN und TiCN enthalten, zur Verfeinerung von Titannitrideinschlüssen verwendet werden. Diese Steuerung der Eigenschaften der Ausgangsmaterialien ist eine Maßnahme zur Verringerung der nichtmetallischen Einschlüsse auf Nitridbasis, aber ein Problem besteht darin, dass ein hochwertiges Ausgangsmaterial natürlich teuer ist und die Kosten hierfür hoch sind.
Weil außerdem die Bildung von Titannitrideinschlüssen auch von den Schmelzbedingungen abhängt, lässt sich das Problem allein durch die Kontrolle der Ausgangsmaterialien nicht hinreichend lösen.
Darüber hinaus weist Maraging-Stahl eine sehr hohe Zugfestigkeit von etwa 2.000 MPa auf, aber die Ermüdungsbrüche, die von den verbleibenden nichtmetallischen Einschlüssen, die der Ausgangspunkt von Brüchen in einem hohen Ermüdungsbereich von mehr als 10⁷ sind, verursacht werden, führen zu einem Problem. Insbesondere wenn der Maraging-Stahl zu einem dünnen Band geformt wird, ist die Möglichkeit eines Bruchs des dünnen Bands aufgrund der Bruchfortpflanzung der nichtmetallischen Einschlüsse hoch.
Ermüdungsbrüche aufgrund von nichtmetallischen Einschlüssen werden durch die Größe der nichtmetallischen Einschlüsse bestimmt. Wenn Maraging-Stahl für ein dünnes Bandmaterial benutzt wird, entsteht durch das Vorhandensein der nichtmetallischen Einschlüsse selbst ein großes Problem bei Verwendung in dem hohen Ermüdungsbereich von mehr als 10⁷.
Weiter werden in der Praxis in dem Maraging-Stahl auch Oxideinschlüsse zusätzlich zu Nitrideinschlüssen bestätigt. Die Anzahl der vorhandenen Oxideinschlüsse ist gering, aber gelegentlich werden Einschlüsse mit einer vergleichsweise großen Größe, zum Beispiel mit einem Durchmesser von mehr als 20 µm, bestätigt.
Es gibt Bedenken dahingehend, dass das Vorhandensein solch großer Oxideinschlüsse sich nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften des Materials auswirkt, zum Beispiel auf die Dauerfestigkeit wie im Falle von Nitrideinschlüssen wie TiN.
Zu den Beispielen für Verfahren zur Verringerung der nichtmetallischen Einschlüsse aufgrund von Gasbestandteilen wie Nitrid und Oxid gehören Vakuumumschmelzverfahren wie das VAR-Verfahren, aber die Möglichkeiten zur Verringerung der Größe von Nitrid- oder Oxideinschlüssen nur durch Anwendung des VAR-Verfahrens sind begrenzt. Daher besteht ein großer Bedarf an der Entwicklung eines neuen, bahnbrechenden Verfahrens, das hinsichtlich der Verringerung der Größe der nichtmetallischen Einschlüsse in Maraging-Stahl besonders wirksam ist.
Die Dokumente DATABASE WPI Section Ch, Week 197648, Derwent Publications Ltd., London, GB, Class M27, AN 1976-90042X XP002270875 und SU 502 974 A (Stepanov V. M.) vom 24. Mai 1976 beschreiben einen Maraging-Stahl mit, in Gewichtsprozent, 0,003 bis 0,002% C, 16,0 bis 17,5% Ni, 8,0 bis 12,0% Co, 4,0 bis 5,5% Mo, 0,5 bis 0,9% Ti, 0,05 bis 0,30% Nb, 0,05 bis 0,20% C, 0,01 bis 0,10% Ca, 0,005 bis 0,05% C, 0,005 bis 0,05% Mg, im Rest Fe und Verunreinigungen zur Erhöhung der Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit.
JP 56-090957 A beschreibt einen Maraging-Stahl mit 0,1 bis 1,8% Ti und 0,001 bis 0,1% Ca und/oder Mg, < 0,03% C, < 0,1% Si, < 0,1% Mn, < 0,01% P, < 0,01% S, < 0,01% Cu, 10,0 bis 19,0% Ni, < 9,0% Cr, 2,0 bis 12,0% Mo, < 16,0% Co und < 0,5% Al zur Verbesserung der Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit.
JP 58-025457 A beschreibt einen Maraging-Stahl mit 15,0 bis 18,5% Ni, 15,0 bis 21,0% Co, 5,0 bis 6,5% Mo, 1,0 bis 1,2% Ti, 0,05 bis 0,30% Al (Ti + Al = 1,10 bis 1,50), mindestens einem von ≥ 0,0025% B, ≥ 0,03% Zr, ≤ 0,05% Ca oder ≤ 0,05% Mg sowie Verunreinigungen von C, Si, Mn und S zur Erzielung einer hohen Zugfestigkeit.
JP 59-064744 A beschreibt einen Maraging-Stahl mit, in Gewichtsprozent, bis zu 0,1% Mn, bis zu 0,01% P, bis zu 0,01% S, 10 bis 20% Ni, 0,1 bis 3% Mo, 0,1 bis 5% Co, 0,3 bis 3% Ti, bis zu 0,5% Al, bis zu 0,5% Cu, 0,1 bis 1% Si, wahlweise insgesamt 0,005 bis 0,05% von einem oder mehreren von Ca, Mg und Seltenerdelementen und im Rest Fe zur Erzielung guter Formbarkeit, Zähigkeit, Härtbarkeit und Bruchfestigkeit.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
In Anbetracht der vorstehenden Probleme ist ein Ziel der vorliegenden Erfindung die Bereitstellung eines neuartigen Maraging-Stahls, in dem die Größe der verbleibenden nichtmetallischen Einschlüsse deutlich verringert ist.
Der Maraging-Stahl nach der Erfindung ist in Anspruch 1 definiert.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben einen ursächlichen Zusammenhang zwischen dem Bildungsverhalten von nichtmetallischen Einschlüssen aufgrund von Gasbestandteilen in Maraging-Stahl in einem Schmelzverfahren, Veredelungsverfahren und Umschmelzverfahren und in der Schmelze enthaltenen Elementen untersucht und dabei erhebliche Wirkungen durch Zugabe von Mg in einer Abschmelzelektrode für das Vakuumumschmelzen festgestellt, wobei diese Wirkungen in der Verringerung der Anteils nichtmetallischer Einschlüsse und dem Raffinieren (das heißt Verfeinern) nichtmetallischer Einschlüsse bestehen, wodurch die vorliegende Erfindung erhalten wurde.
Nach dem Maraging-Stahl können nichtmetallische Einschlüsse auf Oxidbasis in ihrer Größe und Menge (das heißt dem Anteil großer Oxideinschlüsse mit einer Größe von jeweils mehr als 20 µm) verringert werden. Außerdem ist es möglich, die Größe von nichtmetallischen Einschlüssen auf Nitridbasis wie TiC und TiCN zu verringern. Daher weist der Maraging-Stahl eine verbesserte Dauerfestigkeit auf.
Das in Anspruch 2 definierte dünne Band nach der Erfindung ist bestens geeignet für eine Komponente eines stufenlosen Automatikgetriebes für einen Automotor.
KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 zeigt eine Elektronenmikroskopaufnahme mit einem Beispiel für einen Einschluss des Spinelltyps.
2 zeigt ein Schemadiagramm mit dem Ergebnis einer Röntgenanalyse des Einschlusses des Spinelltyps.
3 zeigt eine Elektronenmikroskopaufnahme mit einem Beispiel für einen Aluminiumoxideinschluss.
4 zeigt ein Schemadiagramm mit dem Ergebnis einer Röntgenanalyse des Aluminiumoxideinschlusses.
5 zeigt eine Elektronenmikroskopaufnahme mit einem Beispiel für einen nichtmetallischen Einschluss in Maraging-Stahl nach der Erfindung.
AUSFÜHRLICHE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
Ein wesentlicher Aspekt der vorliegenden Erfindung besteht darin, dass eine Abschmelzelektrode zur Verwendung beim Vakuumumschmelzen, zum Beispiel im VAR- und Vakuum-ESR-Verfahren, so hergestellt wird, dass sie eine bestimmte Menge Mg enthält. Es wird angenommen, dass die (Reduzier- und) Raffinierwirkungen der nichtmetallischen Einschlüsse durch Einarbeiten von Mg in die Abschmelzelektrode auf Folgendem basiert.
Bei Zugabe einer geeigneten Menge Mg wird der vorhandene Sauerstoff beim Schmelzen in einem Verfahren zur Herstellung der Abschmelzelektrode mit Mg kombiniert, das eine höhere Affinität als Al aufweist, das eine Quelle für Aluminiumoxid darstellt, das ein typischer nichtmetallischer Einschluss ist, wodurch zahlreiche Magnesiumoxideinschlüsse gebildet werden, die hauptsächlich aus MgO bestehen.
Weil außerdem die Agglomeration der Magnesiumoxideinschlüsse schwächer ist als die von Aluminiumoxid, werden übermäßig große Oxideinschlüsse in der Elektrode verringert. Bezüglich des tatsächlichen Modus der Oxideinschlüsse ist zu beachten, dass in manchen Fällen Einschlüsse des Spinelltyps aus dem Al-Mg-O-System (MgO-Al₂O₃-System) vorliegen.
Außerdem wird, wenn Magnesiumoxid mit schwacher Agglomeration in großen Mengen gebildet wird, das Magnesiumoxid als Kristallisationskern zur Bildung von Nitrid oder Carbonitrid verwendet, und dementsprechend wird das Nitrid oder Carbonitrid in der Abschmelzelektrode raffiniert.
Wenn die Abschmelzelektrode einem Vakuumumschmelzen unterzogen wird, kommt es zum Verdampfen von Mg, das ein flüchtiges Element in einem hohen Temperaturbereich ist, und die nichtmetallischen Einschlüsse des Magnesiumoxid oder Spinelltyps werden zersetzt und diffundieren in eine Gasphase und eine flüssige Phase von Sauerstoff. Das heißt das Magnesiumoxid wird zersetzt und fördert die Reduktion von Oxid. Sauerstoff diffundiert zum Teil in die flüssige Phase, aber die Menge der durch den Sauerstoff neu gebildeten Oxideinschlüsse ist nicht groß, und folglich werden die Oxideinschlüsse verfeinert.
Andererseits verwenden die Nitrideinschlüsse wie TiN und TiCN ebenfalls Magnesiumoxid als Kristallisationskerne und liegen fein verteilt in der Abschmelzelektrode vor. Daher wird die thermische Zersetzung der Nitrideinschlüsse während des Umschmelzens ebenfalls gefördert, und als Folge wird eine Verfeinerung der Nitrideinschlüsse erreicht.
Nach dem vorstehend beschriebenen angenommenen Funktionsablauf ist es möglich, einen Maraging-Stahl bereitzustellen, in dem die nichtmetallischen Einschlüsse stärker verringert und verfeinert sind als in Maraging-Stahl, der nach der herkömmlichen Technik erhalten wird.
In dem Maraging-Stahl sind Elemente wie Ti und Al erforderlich, die durch Bildung und Ausscheidung feiner intermetallischer Verbindungen aufgrund einer Alterungsbehandlung zur Verstärkung beitragen, aber bei diesen Elementen tritt ein unvermeidbares Problem auf, dass nichtmetallische Einschlüsse gebildet werden.
Die Entwicklung eines Herstellungsverfahrens unter Verwendung von Mg, wie mit der vorliegenden Erfindung festgestellt, ist ein besonders wirksames, bahnbrechendes Verfahren, das sowohl die Reduzier- als auch die Raffinierwirkungen im Hinblick sowohl auf die Nitrid- als auch die Oxideinschlüsse erzielen kann.
Zu beachten ist, dass in Anbetracht der nachteiligen Einflüsse von Nitrideinschlüssen wie TiN und TiCN auch ein Maraging-Stahl vorgeschlagen worden ist, dem Ti nicht gezielt zugegeben wird oder in dem Ti auf einen Bereich von weniger als 0,2% begrenzt ist. Weil die nachteiligen Einflüsse von Nitrideinschlüssen wie TiN und TiCN jedoch durch die Wirkung des Herstellungsverfahrens nach der vorliegenden Erfindung beseitigt werden können, wird Ti gezielt zugegeben, und die Verstärkungswirkung durch Ti kann bis zum Maximum realisiert werden.
Daher ist das Herstellungsverfahren nach der vorliegenden Erfindung besonders geeignet für einen Maraging-Stahl, der mindestens 0,3% Ti enthält.
In der vorliegenden Erfindung bedeutet Vakuumumschmelzen, dass das Umschmelzen unter Evakuierung durchgeführt wird.
In dem Herstellungsverfahren nach der vorliegenden Erfindung ist definiert, dass die Abschmelzelektrode mindestens 5 ppm Mg enthält. Der Grund hierfür ist der, dass die Reduzier- und Raffinierwirkungen der nichtmetallischen Einschlüsse durch die Zugabe von Mg mit weniger als 5 ppm Mg nicht erkennbar erreicht werden.
In Anbetracht der Zähigkeit eines Stahlblocks oder Produkts nach dem Umschmelzen beträgt die Obergrenze für die Mg-Konzentration in der Abschmelzelektrode vorzugsweise nicht mehr als 300 ppm. Mit einem Gehalt von 5 bis 250 ppm wird die vorstehend beschriebene Wirkung erreicht, und daher kann die Obergrenze bei 250 ppm liegen.
Darüber hinaus ist die Zugabe von Mg, das stark flüchtig ist, wenig ergiebig und nicht wirtschaftlich. Außerdem verdampft Mg beim Vakuumumschmelzen schnell, beeinträchtigt den Betrieb und verschlechtert in manchen Fällen die Oberfläche des Stahlblocks. Daher kann die Obergrenze für die Mg-Konzentration vorzugsweise 200 ppm betragen. Ein besonders bevorzugter Bereich ist der von 10 bis 150 ppm.
In der vorliegenden Erfindung wird die Anwendung eines Vakuuminduktionsschmelzverfahrens (nachstehend als VIM-Verfahren bezeichnet) für die Herstellung der Abschmelzelektrode bevorzugt. Der Grund ist der, dass ein Schmelzausgangsmaterial im Schmelztiegel im Vakuum geschmolzen wird, wodurch eine Zunahme von Oxid oder Carbonitrid im Stahl durch Reaktion von Sauerstoff oder Stickstoff in der Atmo sphäre mit dem geschmolzenen Stahl vermieden wird. Außerdem werden Sauerstoff und aktives Mg vorteilhafterweise stetig zu dem geschmolzenen Stahl zugegeben, und der Prozess hat eine Funktion, die in der Lage ist, unvermeidlich eingemischten Sauerstoff oder Stickstoff aus den Ausgangsmaterialien zu entfernen.
Insbesondere weil der Maraging-Stahl aktives Ti enthält, muss der Kontakt eines geschmolzenen Metalls mit der Atmosphäre nach Möglichkeit vermieden werden. Optimal ist die Anwendung eines VIM-Verfahrens, bei dem die Abschmelzelektrode in einer von der Atmosphäre isolierten Umgebung hergestellt werden kann.
Es ist zu beachten, dass eine Schmelzanlage mit einer ähnlichen Funktion, das heißt einer Funktion zur Verhinderung dessen, dass geschmolzener Stahl durch die Atmosphäre verunreinigt wird, und zur Zugabe von Mg anstelle des VIM-Verfahrens verwendet werden kann.
Das Vakuumumschmelzverfahren umfasst ein Elektronenstrahlumschmelzverfahren zusätzlich zu einem Vakuumlichtbogenumschmelzverfahren. Bei dem Elektronenstrahlumschmelzverfahren bestehen jedoch die Probleme, dass die Betriebskosten hoch sind, die Temperatur der mit einem Strahl unter hohem Vakuum bestrahlten Oberfläche des geschmolzenen Stahls hoch ist, eine selektive Verdampfung des Elements auftritt und es schwierig ist, die Bestandteile zu kontrollieren. Außerdem wird beim Vakuumelektroschlacke-Umschmelzverfahren die Wirkung der Zugabe von Mg in der gleichen Weise wie beim Vakuumlichtbogenumschmelzverfahren erreicht, aber das Phänomen der Verdampfung von Mg wird durch die Schlacke gehemmt, und die Wirkung der Zugabe von Mg ist verringert. Daher wird das Vakuumlichtbogenumschmelzverfahren für das Vakuumumschmelzen in der vorliegenden Erfindung bevorzugt.
Wenn der nach dem vorstehend beschriebenen Verfahren hergestellte Maraging-Stahl für eine Komponente eines stufenlosen Automatikgetriebes für einen Automotor verwendet wird, wird der Stahl durch Umformen wie etwa Warmwalzen und Kaltwalzen zu einem dünnen Band mit einer Dicke von höchstens 0,5 mm verarbeitet.
Durch das Umformen nach dem Vakuumumschmelzen werden die Oxideinschlüsse zerkleinert, gestreckt oder zerrissen und können verfeinert werden. Durch die Zugabe von Mg erzeugtes Magnesiumoxid oder ein Cluster von Einschlüssen des Spinelltyps, die sich während des Vakuumumschmelzens bildet, wird durch das Warm- oder Kaltumformen ebenfalls zerkleinert und verfeinert.
Durch eine Kombination des Umformens ist das dünne Band besonders geeignet als dünnes Band aus Maraging-Stahl für die Komponente des stufenlosen Automatikgetriebes, das eine hohe Dauerfestigkeit aufweist.
Um das dünne Band aus Maraging-Stahl so zu bilden, dass es besser für die Komponente des stufenlosen Automatikgetriebes geeignet ist, ist zu beachten, dass ein Diffusions- oder Homogenisierungsglühen angewendet werden kann, bei dem das Material in einem Stahlblock-Zustand nach Vakuumumschmelzen und/oder in einem Zustand nach Warmschmieden bei 1.000 bis 1.300°C für mindestens 5 Stunden oder mehr gehalten werden kann, um die Segregation der Bestandteile zu verringern.
Wenn das Homogenisierungsglühen durchgeführt wird, kann die Segregation weiter verringert werden. Wird das Homogenisierungsglühen über eine lange Zeit bei hoher Temperatur durchgeführt, wird die Segregation weiter verringert. Überschreitet die Haltetemperatur jedoch 1.300°C, wird die Oberflächenoxidation übermäßig gefördert. Wenn die Temperatur weniger als 1.000°C beträgt, ist umgekehrt die Wirkung gering. Daher kann das Material bei 1.000°C bis 1.300°C gehalten werden.
Ist die Verweilzeit beim Homogenisierungsglühen kürzer als 5 Stunden, ist darüber hinaus die Wirkung des Homogenisierens gering. Daher beträgt die Verweilzeit vorzugsweise mindestens 5 Stunden oder mehr. Die Segregation von Ti und Mo, die beim Homogenisierungsglühen leicht zur Segregation führen kann, wird mittels EPMA (Elektronenstrahl-Mikroanalyse) linear analysiert. Dabei werden Maximal- und Minimalwerte gemessen, ein Anteil (Maximalwert/Minimalwert) wird berechnet und ein Bereich von höchstens 1,3 kann eingestellt werden.
Wenn, wie vorstehend beschrieben, die richtige Menge Mg zugegeben wird, ist es möglich, die Größe der nichtmetallischen Einschlüsse auf Nitridbasis zu verringern. Um diese Wirkung sicherer zu erzielen, ist das folgende Verfahren geeignet:

(1) Die Koagulationsgeschwindigkeit bei der Herstellung des Elektroden-Stahlblocks wird erhöht,
(2) die Stickstoffkonzentration des Elektroden-Stahlblocks wird verringert und
(3) die Größen der nichtmetallischen Nitrid- oder Carbonitrideinschlüsse in der Elektrode werden so eingestellt, dass sie maximal höchstens 10 µm betragen.

Es ist sinnvoll, die vorstehend beschriebenen Herstellungsverfahren allein oder als Kombination verschiedener Verfahren anzuwenden.
Wie vorstehend beschrieben, wird in dem Maraging-Stahl, für den das Herstellungsverfahren angewendet wird, durch die gezielte Zugabe von Mg der charakteristische Modus der Oxideinschlüsse, der bei herkömmlichem Maraging-Stahl nicht beobachtet wird, durch die gezielte Zugabe von Mg erreicht. Die Nitrideinschlüsse wie Nitrid und Carbonitrid werden ebenfalls verfeinert.
Konkret liegen allein die nichtmetallischen Einschlüsse von MgO vor, obwohl die Einschlüsse sehr klein sind und auch bei Untersuchung mit dem Elektronenmikroskop nur schwer zu finden sind. Alternativ beträgt der Anteil der Einschlüsse des Spinelltyps mit einer Größe von mindestens 10 µm mehr als 33% bezogen auf die Gesamtmenge der Einschlüsse des Spinelltyps mit einer Größe von 10 µm oder mehr und der Aluminiumoxideinschlüsse mit einer Größe von mindestens 10 µm.
Dies ist sehr charakteristisch, da etwa 80% der Aluminiumoxideinschlüsse bestätigt werden können, wenn Mg bei der Herstellung der Abschmelzelektrode nicht gezielt zugegeben wird, aber die Einschlüsse des Spinelltyps mit einer Größe von 10 µm oder mehr betragen bei Anwendung des Herstellungsverfahrens nach der vorliegenden Erfindung mehr als 33% bezogen auf die Gesamtmenge der Einschlüsse des Spinelltyps mit einer Größe von 10 µm oder mehr und der Aluminiumoxideinschlüsse mit einer Größe von 10 µm oder mehr. Die Einschlüsse des Spinelltyps mit einer Größe von mindestens 10 µm liegen vorzugsweise in einem Bereich von mindestens 50% und besonders bevorzugt in einem Bereich von mindestens 70%.
Es ist zu beachten, dass die Größe der Oxideinschlüsse auf mindestens 10 µm eingestellt wir, weil mit nichtmetallischen Einschlüsse in diesem Größenbereich die Möglichkeit besteht, dass die Dauerfestigkeit besonders beeinflusst wird. Darüber hinaus ist es schwierig, die Anzahl besonders kleiner nichtmetallischer Einschlüsse zu bestätigen.
Es ist auch zu beachten, dass die genannten Aluminiumoxideinschlüsse in der vorliegenden Erfindung solche nichtmetallischen Einschlüsse bezeichnen, bei denen bei der qualitativen/quantitativen Analyse der nichtmetallischen Einschlüsse in einer Struktur mit einem Analysegerät für die energiedispersive Röntgenspektroskopie (EDX) ein Sauerstoff-Peak (O) vor allem in den Gasbestandteilen gemessen wird, die die nichtmetallischen Einschlüsse bilden, wie zum Beispiel in 3 und 4 gezeigt, und Al mindestens 85 Massenprozent in den erfassten Elementen außer Sauerstoff (O) ausmacht.
Weiter bezeichnen die Einschlüsse des Spinelltyps solche nichtmetallischen Einschlüsse, bei denen der Sauerstoff-Peak (O) hauptsächlich in den Gasbestandteilen gemessen wird, die die nichtmetallischen Einschlüsse bilden, wie zum Beispiel in 1 und 2 gezeigt, wobei der Gehalt an Al in den erfassten Elementen außer Sauerstoff weniger als 85 Massenprozent ausmacht und Mg gemessen wird.
Es ist zu beachten, dass zum Beispiel, wenn ein Metallblock-Prüfkörper zur Untersuchung von nichtmetallischen Einschlüssen verwendet wird, der Einfluss der Matrix (Grundstoff) groß ist, große Bestandteile des Maraging-Stahls erfasst werden und daher die nichtmetallischen Einschlösse extrahiert und untersucht werden können. Darüber hinaus weisen viele Oxideinschlüsse, wie in 1 und 3 gezeigt, eine sphärische Form auf. Daher ist eine Flächenanalyse in einem bestimmten Umfang besser als eine Punktanalyse.
Darüber hinaus werden zusätzlich zu der Einstellung des Anteils an Aluminiumoxideinschlüssen an der Gesamtzahl der vorstehenden Oxideinschlüsse bei dem Herstellungsverfahren nach der vorliegenden Erfindung eine Mg-Zugabemenge und die Herstellungsbedingungen für einen Elektrodenblock eingestellt. Außerdem kann, wenn VIM-, VAR- und ähnliche Verfahren kombiniert werden, die maximale Länge der nichtmetallischen Oxideinschlüsse auf höchstens 20 µm eingestellt werden, und die maximale Länge der Nitrideinschlüsse kann auf höchstens 15 µm eingestellt werden.
Wenn die maximale Länge der Oxideinschlüsse auf höchstens 20 µm eingestellt ist, kann die Möglichkeit, dass die Einschlüsse den Ausgangspunkt für Ermüdungsbrüche bilden, verringert werden, und das dünne Band aus Maraging-Stahl wird besonders geeignet für die Komponente des stufenlosen Automatikgetriebes, das eine hohe Dauerfestigkeit aufweist.
Wenn die maximale Länge der nichtmetallischen Einschlüsse auf Nitridbasis ebenfalls auf höchstens 15 µm eingestellt ist, kann die Möglichkeit, dass die Einschlüsse den Ausgangspunkt für Ermüdungsbrüche bilden, weiter verringert werden, und das dünne Band aus Maraging-Stahl wird besonders geeignet für die Komponente des stufenlosen Automatikgetriebes, das eine hohe Dauerfestigkeit aufweist. Die maximale Länge der Nitrideinschlüsse beträgt vorzugsweise höchstens 10 µm. Es ist zu beachten, dass bei Zugabe der richtigen Menge an Mg und Einstellung der vorstehenden Herstellungsbedingungen für den Elektrodenblock die maximale Länge der Nitrideinschlüsse auch auf 8 µm oder weniger eingestellt werden kann.
Weiter wird die in der vorliegenden Erfindung erwähnte maximale Länge anhand des Durchmessers eines mit den nichtmetallischen Einschlüssen umschriebenen Kreises untersucht, wenn es sich bei den nichtmetallischen Einschlüssen um Oxid handelt, und der Durchmesser des umschriebenen Kreises ist definiert als die maximale Länge der nichtmetallischen Einschlüsse. Weil die Nitrideinschlüsse eine rechteckige Form aufweisen, werden zusätzlich eine lange Seite „a" und eine kurze Seite „b" gemessen, und der Durchmesser eines Kreises entsprechend der Fläche a × b wird als die maximale Länge angenommen.
Als Nächstes werden Gründe für die Beschränkung des Zusammensetzungsbereichs für den Maraging-Stahl nach der vorliegenden Erfindung beschrieben. Der Gehalt ist in Massenprozent angegeben, soweit nicht anders angegeben.
Zunächst werden die Gründe für die Beschränkung von Mg, Sauerstoff (O) und Stickstoff (N) beschrieben, die als unverzichtbar definiert sind.
Mg wird bei der Herstellung der Elektrode unverzichtbar zugegeben und verbleibt darin als ein unverzichtbarer Bestandteil, auch bei der Verarbeitung zu dem Maraging-Stahl nach dem Vakuumumschmelzen. Wenn jedoch 15 ppm oder mehr Mg verbleiben, ist die überschüssige Menge an verbleibendem Mg für ein Produkt aus Maraging-Stahl oder ein Maraging-Stahlmaterial für das Umformen vom Gesichtspunkt der Zähigkeit nicht vorzuziehen. Daher kann das Vakuumumschmelzen nach der vorliegenden Erfindung vorzugsweise angewendet werden, um Mg auf weniger als 15 ppm zu verringern.
Hierzu wird die Obergrenze an Mg in der vorstehend beschriebenen Abschmelzelektrode vorzugsweise auf höchstens 250 ppm kontrolliert, und für den Maraging-Stahl, der dem Vakuumumschmelzen unterzogen wird, muss die Obergrenze auf weniger als 15 ppm eingestellt werden.
Der Gehalt an Sauerstoff (O) bildet die nichtmetallischen Einschlüsse auf Oxidbasis und ist daher auf weniger als 10 ppm begrenzt. Bei einem Gehalt an O von 10 ppm oder mehr nimmt die Dauerfestigkeit deutlich ab, und daher wird der Gehalt auf weniger als 10 ppm eingestellt.
Der Gehalt an Stickstoff (N) bildet die Nitrid- oder Carbonitrideinschlüsse und ist daher auf weniger als 15 ppm begrenzt. Bei einem Gehalt an N von 15 ppm oder mehr nimmt die Dauerfestigkeit deutlich ab, und daher wird der Gehalt auf weniger als 15 ppm eingestellt.
Als Nächstes werden zusätzlich zu der vorstehend beschriebenen chemischen Zusammensetzung die Gründe für eine Beschränkung der definierten Bestandteile auf den bevorzugten Bereich beschrieben.
Weil C Carbid bildet, die Ausscheidung intermetallischer Verbindungen verringert und die Dauerfestigkeit herabsetzt, wird in der vorliegenden Erfindung die Obergrenze für C auf höchstens 0,01% eingestellt.
Ni ist ein unverzichtbares Element zum Bilden einer Matrix mit hoher Zähigkeit, aber die Zähigkeit verschlechtert sich bei einem Gehalt von weniger als 8,0%. Wenn andererseits der Gehalt mehr als 22% beträgt, wird Austenit stabilisiert, und es ist schwierig, eine Martensitstruktur zu bilden, und daher wird Ni auf 8,0 bis 22,0% eingestellt.
Ti bildet eine feine intermetallische Verbindung durch die Alterungsbehandlung und ist ein unverzichtbares Element, dessen Ausscheidung zur Verstärkung beiträgt. Beträgt der Gehalt jedoch mehr als 2,0%, verschlechtern sich die Formbarkeit und Zähigkeit, und daher wird der Gehalt an Ti auf höchstens 2,0% eingestellt.
Co hat keinen großen Einfluss auf die Stabilität der Martensitstruktur, die eine Matrix bildet, verringert die Löslichkeit von Mo, fördert die Bildung der feinen intermetallischen Verbindung und die Ausscheidung von Mo und trägt entsprechend zur Verstärkung der Ausscheidung bei. Wenn der Gehalt weniger als 5,0% beträgt, wird die Wirkung nicht unbedingt hinreichend erzielt. Außerdem ist bei einem Gehalt von mehr als 20,0% eine Tendenz zur Versprödung zu beobachten. Daher wird der Gehalt an Co auf 5,0 bis 20,0% eingestellt.
Mo bildet feine intermetallische Verbindungen durch die Alterungsbehandlung und wird in der Matrix ausgeschieden, wo es zur Verstärkung beiträgt. Beträgt der Gehalt jedoch weniger als 2,0%, ist die Wirkung gering. Darüber hinaus werden bei einem Gehalt von mehr als 9,0% leichter grobe Ausscheidungen gebildet, die die Hauptelemente Fe und Mo enthalten, die die Formbarkeit und Zähigkeit verschlechtern, und daher wird der Gehalt an Mo auf 2,0 bis 9,0% eingestellt.
Al trägt nicht nur zur Verstärkung durch Ausscheidungsalterung bei, sondern hat auch eine Desoxidationsfunktion. Beträgt der Gehalt jedoch mehr als 1,7%, verschlechtert sich die Zähigkeit, und daher wird der Gehalt auf höchstens 1,7% eingestellt.
Es ist zu beachten, dass es sich nach der vorliegenden Erfindung bei den anderen als den definierten Elementen im Wesentlichen um Fe handelt. B ist jedoch zum Beispiel ein Element, das zur Verfeinerung von Kristallkörnern geeignet ist und daher in einem Bereich von höchstens 0,01% gehalten werden kann, damit sich die Zähigkeit nicht verschlechtert.
Darüber hinaus sind unvermeidbare Verunreinigungselemente enthalten. Unter den Elementen fördern Si und Mn die Ausscheidung von groben intermetallischen Verbindungen, die eine Versprödung verursachen, verringern die Formbarkeit oder Zähigkeit und bilden nichtmetallische Einschlüsse, die die Dauerfestigkeit verringern. Daher können Si und Mn beide mit höchstens 0,1% und vorzugsweise höchstens 0,05% enthalten sein. Außerdem verspröden auch P und S die Korngrenzen oder bilden nichtmetallische Einschlüsse, die die Dauerfestigkeit verringern, und daher kann der Gehalt auf höchstens 0,01% eingestellt werden.
Beispiele
Beispiele nach der vorliegenden Erfindung werden nachstehend ausführlich beschrieben.
Die Abschmelzelektrode für das VAR-Schmelzen wurde nach dem VIM-Verfahren hergestellt, wobei der Gehalt an Mg in repräsentativen Komponenten aus Maraging-Stahl sechsfach geändert wurde. Darüber hinaus wurde als Vergleichsmaterial auch eine Abschmelzelektrode nach dem VIM-Verfahren ohne Zugabe von Mg hergestellt. Für die Abschmelzelektroden (Nr. 1 bis 6) wurden dieselben Gussteilabmessungen und dieselbe Gießgeschwindigkeit verwendet.
Für das VIM-Verfahren wurden die Ausgangsmaterialien ausgewählt und einem Vakuumraffinieren unterzogen. In der gleichen Weise wie die Oxideinschlüsse wurde auch die Größe der Carbonitrideinschlüsse von Titan, zum Beispiel TiCN und TiN, die sich nachteilig auf die Dauerstandseigenschaften des Maraging-Stahls auswirken, kontrolliert, um höchstens 10 µm zu betragen.
In einem Kontrollverfahren wurde die Gießgeschwindigkeit bei der Herstellung der Elektroden auf 2,5 eingestellt, und die Koagulationsgeschwindigkeit wurde durch Luftfremdkühlung einer Form nach dem Gießen erhöht. Es ist zu beachten, dass als Ausgangsmaterial ein Material mit einem geringen Stickstoffgehalt von 15 ppm verwendet wurde.
Zusätzlich zu der Behandlung für Carbonitrid wurde Mg in einer Ni-Mg-Legierung zugegeben, und die Elektrode zur Verwendung bei der Herstellung des VAR-Blocks wurde hergestellt.
Für die Zugabe von Mg gibt es ein Verfahren der direkten Zugabe von Mg-Legierungen wie Ni-Mg und Fe-Mg oder von metallischem Mg zu geschmolzenem Stahl. Hier erfolgte die Zugabe jedoch in Form der Ni-Mg-Legierung, weil die Handhabung einfacher war und der Mg-Gehalt leicht eingestellt werden konnte.
Weiter wurden zur Klärung des Einflusses der Zugabe von Mg auf Nitrid oder Carbonitrid sechs Abschmelzelektroden (Nr. 7 bis 12) hergestellt, wobei die Stickstoffkonzentration auf 5 ppm bzw. 10 ppm eingestellt wurde, und das Vakuumumschmelzen wurde durchgeführt.
Die nach dem VIM-Verfahren hergestellten Elektroden wurden mit dem VAR-Verfahren unter denselben Bedingungen wie für die Herstellung des Stahlblocks umgeschmolzen. Für das VAR-Verfahren wurde dieselbe Form verwendet, der Vakuumgrad wurde auf 1,3 Pa eingestellt und ein stabiler Stahlblock wurde mit einem Projektionsstrom von 6,5 kA geschmolzen.
Die chemischen Zusammensetzungen der mit dem VIM-Verfahren hergestellten Abschmelzelektroden und der durch Vakuumumschmelzen der Elektroden mit dem VAR-Verfahren erhaltenen Stahlblöcke sind in Tabelle 1 angegeben. Bei Nr. 7 bis 12 wurden die Einflüsse der Zugabe von Mg auf Stickstoff oder Carbonitrid untersucht. Hier ist zu beachten, dass die Abschmelzelektrode als „Elektrode" angegeben ist, während die dem VAR-Verfahren unterzogene Elektrode als „Stahlblock" bezeichnet ist.
Die nach dem VAR-Verfahren erhaltenen Stahlblöcke wurden 20 Stunden bei 1.250°C gehalten und anschließend dem Warmschmieden ausgesetzt, um warmgeschmiedete Materialien zu erhalten.
Danach wurden diese Materialien einem Warmwalzen, einem Lösungsglühen bei 820°C für 1 Stunde, einem Kaltwalzen, einem Lösungsglühen bei 820°C für 1 Stunde und einer Alterungsbehandlung bei 480°C für 5 Stunden unterzogen, um ein dünnes Band aus Maraging-Stahl mit einer Dicke von 0,5 mm herzustellen.
Zunächst wurde eine Probe mit einem Gewicht von 100 g aus jedem der Stahlblöcke Nr. 1 bis 6 genommen und in einer Nitriersäurelösung oder einer Brommethanollösung aufgelöst. Die so erhaltene Eisenlösung wurde jeweils mit einem Filter gefiltert, um einen Rückstand von Oxiden auf dem Filter zu erhalten. Der jeweilige Rückstand wurde mit dem Rasterelektronenmikroskop (REM) untersucht, um die chemische Zusammensetzung und die Größe der Oxideinschlüsse zu bestimmen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 angegeben.
Weiter wurden Proben mit einem Gewicht von 100 g von den beiden gegenüberliegenden Endbereichen der jeweiligen Bänder aus dem Maraging-Stahl Nr. 1 bis 6 genommen und in einer Nitriersäurelösung oder einer Brommethanollösung aufgelöst. Die so erhaltene Eisenlösung wurde jeweils mit einem Filter gefiltert, um einen Rückstand von Oxiden auf dem Filter zu erhalten. Der jeweilige Rückstand wurde mit dem Rasterelektronenmikroskop untersucht, um die chemische Zusammensetzung und die Größe der Oxideinschlüsse zu bestimmen.

Bei der Messung der nichtmetallischen Einschlüsse wurde der Durchmesser eines mit den jeweiligen nichtmetallischen Einschlüssen umschriebenen Kreises als die maximale Länge der nichtmetallischen Einschlüsse bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 angegeben. Tabelle 2

Nr.	Anteil der Einschlüsse des Spinelltyps von mindestens 10 μm	Anteil der Aluminiumoxideinschlüsse von mindestens 10 μm	Maximale Länge der Oxideinschlüsse (μm)	Bemerkungen
1	70,0%	30,0%	19,8	Erfindungsgemäßer Stahl
2	92,0%	8,0%	17,6	Erfindungsgemäßer Stahl
3	100%	0%	16,3	Erfindungsgemäßer Stahl
4	100%	0%	15,2	Erfindungsgemäßer Stahl
5	25,0%	75,0%	25,4	Vergleichsstahl
6	31,5%	69,5%	23,7	Vergleichsstahl

Tabelle 3

	Anteil der Einschlüsse des Spinelltyps von mindestens 10 μm	Anteil der Aluminiumoxideinschlüsse von mindestens 10 μm	Maximale Länge der Oxideinschlüsse (μm)	Bemerkungen
1	33,3%	66,7%	16,0	Erfindungsgemäßer Stahl
2	83,3%	16,7%	14,1	Erfindungsgemäßer Stahl
3	100%	0%	12,8	Erfindungsgemäßer Stahl
4	100%	0%	12,5	Erfindungsgemäßer Stahl
5	17,1%	82,9%	22,4	Vergleichsstahl
6	17,1%	82,9%	22,4	Vergleichsstahl

Aus den Tabellen 2 und 3 ist ersichtlich, dass bei einem Mg-Gehalt in der Abschmelzelektrode von mehr als 5 ppm die Oxideinschlüsse mit einer Größe von mehr als 20 µm in dem Maraging-Stahl beseitigt werden, und dass je höher der Mg-Gehalt in der Elektrode ist, desto geringer die Größe der Oxideinschlüsse wird.
Es ist auch zu erkennen, dass die Größen der Oxideinschlüsse in den Proben Nr. 1 bis 6 durch Umformen der Stahlblöcke zur Herstellung der Stahlbänder verringert wurden. Eine solche Größenverringerung ist auf das Zerkleinern der Oxideinschlüsse durch das Umformen zurückzuführen.
Weiter enthält die bei dieser Untersuchung beobachtete Zusammensetzung der Oxideinschlüsse vor allem Einschlüsse des Spinelltyps und MgO entsprechend der vorliegenden Erfindung. Die meisten der anderen Oxideinschlüsse außer den Aluminiumoxideinschlüssen mit einer Größe von mindestens 10 µm in Tabelle 2 sind Einschlüsse des Spinelltyps und MgO. In den Vergleichsbeispielen sind hauptsächlich Aluminiumoxideinschlüsse enthalten.
Hierbei ist zu beachten, dass die chemische Zusammensetzung des dünnen Bands mit einer Dicke von 0,5 mm dieselbe ist wie die des „Stahlblocks" in Tabelle 1. Durch Untersuchung mit dem Rasterelektronenmikroskop wurde auch bestätigt, dass die maximale Länge eventueller TiN- oder TiCN-Einschlüsse höchstens 15 µm betrug.
1 zeigt eine Elektronenmikroskopaufnahme des Einschlusses des Spinelltyps in dem Maraging-Stahlblock Nr. 1, und der Peak der chemischen Zusammensetzung ist in 2 gezeigt. 3 zeigt eine Elektronenmikroskopaufnahme des Aluminiumoxideinschlusses in dem Maraging-Stahlblock Nr. 5, und der Peak der chemischen Zusammensetzung ist in 4 gezeigt. Es ist deutlich zu erkennen, dass sich Art und Größe der nichtmetallischen Einschlüsse zwischen den beiden Zusammensetzungen voneinander unterscheiden.
Hierbei ist zu beachten, dass Au und Pd, die in den Diagrammen in 2 und 4 zu sehen sind, nicht in den nichtmetallischen Einschlüssen enthalten sind, sondern durch Sputtern bei der Durchführung einer REM-Untersuchung und einer EDX-Analyse auf den Probekörpern abgelagert werden.
Als Nächstes wurde eine Probe mit einem Gewicht von 100 g aus jedem der Stahlblöcke Nr. 7 bis 12 genommen und in einer Nitriersäurelösung oder einer Brommethanollösung aufgelöst. Die so erhaltene Eisenlösung wurde jeweils mit einem Filter gefiltert, um einen Rückstand von Oxiden auf dem Filter zu erhalten. Der jeweilige Rückstand wurde mit dem Rasterelektronenmikroskop untersucht, um die chemische Zusammensetzung und die Größe der Oxideinschlüsse zu bestimmen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 angegeben.
Weiter wurden Proben mit einem Gewicht von 100 g von den beiden gegenüberliegenden Endbereichen der jeweiligen Bänder aus dem Maraging-Stahl Nr. 7 bis 12 genommen und in einer Nitriersäurelösung oder einer Brommethanollösung aufgelöst. Die so erhaltene Eisenlösung wurde jeweils mit einem Filter gefiltert, um einen Rückstand von Oxiden auf dem Filter zu erhalten. Der jeweilige Rückstand wurde mit dem Rasterelektronenmikroskop untersucht, um die chemische Zusammensetzung und die Größe der Oxideinschlüsse zu bestimmen.
Weiter wurde zur Untersuchung der Nitride oder Carbonitride eine Probe mit einem Gewicht von 10 g von jedem der Probeblöcke und den Stahlbändern Nr. 7 bis 12 genommen und in einer Nitriersäurelösung oder einer Brommethanollösung aufgelöst. Die so erhaltene Eisenlösung wurde jeweils mit einem Filter gefiltert, der eine kleinere Maschenweite als der vorstehend für die Oxideinschlüsse verwendete Filter aufwies, um die Erfassungsrate für Nitride oder Carbonitride als Rückstand zu erhöhen. Hinsichtlich der jeweiligen so erfassten Rückstände wurden 10.000 Teile Nitride oder Carbonitride mittels Rasterelektronenmikroskopie beobachtet, und die maximale Größe wurde bestimmt.

Weil Nitrid eine rechteckige Form aufweist, wurden die lange Seite a und die kurze Seite b gemessen, und der Durchmesser des Kreises entsprechend der Fläche a × b wurde als die maximale Länge gemessen. Es ist zu beachten, dass für die Oxideinschlüsse der Durchmesser des mit den nichtmetallischen Einschlüssen umschriebenen Kreises als die maximale Länge der nichtmetallischen Einschlüsse gemessen wurde. Die Messergebnisse sind in Tabelle 5 angegeben. Tabelle 4

Nr.	Elektroden-Stickstoff (ppm)	Anteil der Einschlüsse des Spinelltyps von mindestens 10 μm	Anteil der Aluminiumoxideinschlüsse von mindestens 10 μm	Maximale Länge der Oxideinschlüsse (μm)	Maximale Länge der Nitrideinschlüsse (μm)	Bemerkungen
7	5	100%	0%	13,8	3,3	Erfindungsgemäßer Stahl
8	5	92,0%	8,0%	17,2	4,3	Erfindungsgemäßer Stahl
9	10	100%	0%	13,1	6,7	Erfindungsgemäßer Stahl
10	10	100%	0%	12,5	7,2	Erfindungsgemäßer Stahl
11	5	22,0%	78,0	22,4	6,1	Vergleichsstahl
12	10	30,5%	69,5%	24,7	10,8	Vergleichsstahl

Tabelle 5

Nr.	Elektroden-Stickstoff (ppm)	Anteil der Einschlüsse des Spinelltyps von mindestens 10 μm	Anteil der Aluminiumoxideinschlüsse von mindestens 10 μm	Maximale Länge der Oxideinschlüsse (μm)	Maximale Länge der Nitrideinschlüsse (μm)	Bemerkungen
7	5	100%	0%	11,0	3,4	Erfindungsgemäßer Stahl
8	5	85%	15%	14,1	4,3	Erfindungsgemäßer Stahl
9	10	100%	0%	9,8	6,8	Erfindungsgemäßer Stahl
10	10	100%	0%	10,6	7,1	Erfindungsgemäßer Stahl
11	5	15%	85%	21,6	6,2	Vergleichsstahl
12	10	21%	79%	23,2	10,7	Vergleichsstahl

Aus Tabelle 5 ist ersichtlich, dass bezogen auf Oxid bei einem Mg-Gehalt in der Abschmelzelektrode von mehr als 5 ppm in gleicher Weise wie bei den in Tabelle 1 gezeigten Kontrollergebnissen für Nr. 1 bis 6 die Oxideinschlüsse mit einer Größe von mehr als 20 µm in den Maraging-Stahlbändern beseitigt werden. Die meisten der anderen Oxideinschlüsse außer den Aluminiumoxideinschlüssen mit einer Größe von mindestens 10 µm in Tabelle 3 sind die Einschlüsse des Spinelltyps und MgO. In den Vergleichsbeispielen sind hauptsächlich Aluminiumoxideinschlüsse enthalten.
Es ist auch zu erkennen, dass die Größen der Oxideinschlüsse in den Proben Nr. 7 bis 12 durch Umformen der Stahlblöcke zur Herstellung der Stahlbänder verringert wur den. Eine solche Größenverringerung ist auf das Zerkleinern der Oxideinschlüsse durch das Umformen zurückzuführen.
Es ist zu erkennen, dass die maximale Länge des Nitrids 2 bis 3 µm beträgt und das Nitrid durch Zugabe von Mg bei einer Elektroden-Stickstoffkonzentration von 5 ppm fein wird und dass die maximale Länge des Nitrids 3 bis 4 µm beträgt und das Nitrid durch Zugabe von Mg bei einer Elektroden-Stickstoffkonzentration von 10 ppm fein wird.
Der Schnitt des Stahls Nr. 8 nach der vorliegenden Erfindung wurde mit dem Rasterelektronenmikroskop untersucht, und die in dem Schnitt festgestellten nichtmetallischen Einschlüsse sind in 5 gezeigt. Hier ist zu erkennen, dass die nichtmetallischen Einschlüsse sehr feine Nitrideinschlüsse sind.
Es ist zu beachten, dass die Schnitte der Maraging-Stahlbänder Nr. 7 bis 12 zur Bestimmung der Maximal- und Minimalwerte von Ti und Mo mittels EPMA linear untersucht wurden, und der Anteil (Maximalwert/Minimalwert) wurde berechnet. Es wurde bestätigt, dass der Segregationsgrad bezogen auf alle Proben nicht mehr als 1,3 betrug.
Als Nächstes wurden die Proben für einen Dauerschwingversuch aus dem vorstehend beschriebenen „Stahlblock" genommen.
Für die Proben wurden das Prüfstück Nr. 7 nach der vorliegenden Erfindung und das Prüfstück Nr. 11 aus dem Vergleichsbeispiel 20 Stunden bei 1.250°C gehalten und anschließend einem Warmschmieden unterzogen, um Stangenmaterial mit einem Durchmesser von 15 mm zu erhalten. Danach wurde das Stangenmaterial 0,5 Stunden bei 820°C lösungsgeglüht und anschließend für 3 Stunden einer Alterungsbehandlung bei 480°C unterzogen, um jeweils zehn Prüfkörper für den Ultraschall-Dauerschwingversuch aus dem Prüfstück Nr. 7 nach der vorliegenden Erfindung und dem Prüfstück Nr. 11 aus dem Vergleichsbeispiel herzustellen.
Der Dauerschwingversuch wurde an den Prüfkörpern in einem Ultraschall-Dauerschwingprüfgerät bei einer Beanspru chungsamplitude von 400 MPa durchgeführt. Der Dauerschwingversuch wurde mit einem solchen Muster durchgeführt, dass nach einer Betriebsphase bei einer Vibrationsgeschwindigkeit von 20 kHz mit einer Dauer von 30 ms das Prüfgerät für 190 ms zum Abkühlen abgestellt wurde und die Prüfung danach bis zum Bruch der Prüfkörper wiederholt wurde.
Als Ergebnis der Untersuchung der Bruchursache bei den gebrochenen Prüfkörpern wurde bestätigt, dass Ermüdungsrisse der Prüfkörper von den Einschlüssen ausgingen und die Prüfkörper dadurch zerbrachen. Der Stahl Nr. 7 nach der vorliegenden Erfindung wies eine durchschnittliche Bruchlebensdauer von 10⁸ oder mehr auf und hatte damit eine lange Haltbarkeit. Die durchschnittliche Bruchlebensdauer des Stahls Nr. 11 aus dem Vergleichsbeispiel betrug jedoch 10.
Aus den vorstehend beschriebenen Ergebnissen ist ersichtlich, dass in dem Maraging-Stahl nach der vorliegenden Erfindung die nichtmetallischen Einschlüsse auf Oxidbasis in ihrer Größe und Menge verringert werden können und dass es auch möglich ist, die Größe von nichtmetallischen Einschlüssen auf Nitridbasis wie TiC und TiCN zu verringern, wodurch der Maraging-Stahl eine überlegene Dauerfestigkeit aufweist.
Das dünne Band aus dem Maraging-Stahl nach der vorliegenden Erfindung eignet sich optimal als die Komponente des stufenlosen Automatikgetriebes für den Automotor.
Bei Anwendung des Herstellungsverfahrens für Maraging-Stahl nach der vorliegenden Erfindung können die nichtmetallischen Einschlüsse auf Oxidbasis in ihrer Größe und Menge verringert werden, und es ist auch möglich, die Größen der nichtmetallischen Einschlüsse auf Nitridbasis wie TiC und TiCN zu verringern, und die vorliegende Erfindung ist optimal für Anwendungen, die eine hohe Dauerfestigkeit erfordern. Die vorliegende Erfindung eignet sich optimal für die repräsentative Anwendung wie zum Beispiel für die Komponente des stufenlosen Automatikgetriebes für den Automotor.

Claims

Maraging-Stahl, in Massenprozent enthaltend: C: höchstens 0,01%; Ni: 8,0 bis 22,0%; Co: 5,0 bis 20,0%; Mo: 2,0 bis 9,0%; Ti: mehr als 0 bis höchstens 2,0%; Al: höchstens 1,7%; Mg: mehr als 0 bis weniger als 10 ppm; O: weniger als 10 ppm; N: weniger als 15 ppm; Rest Fe und zufällige Verunreinigungen, wobei der Maraging-Stahl Nitrideinschlüsse mit einer maximalen Länge von 15 µm und Oxideinschlüsse mit einer maximalen Länge von 20 µm enthält, wobei die Oxideinschlüsse Einschlüsse des Spinelltyps und Aluminiumoxideinschlüsse enthält und der Anteil an Einschlüssen des Spinelltyps mit einer Länge von mindestens 10 µm am Gesamtgehalt der Einschlüsse des Spinelltyps mit einer Länge von mindestens 10 µm und Aluminiumoxideinschlüsse mit einer Länge von mindestens 10 µm größer ist als 0,33.
Dünnes Band aus dem in Anspruch 1 definierten Maraging-Stahl mit einer Dicke von höchstens 0.5 mm.