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HINTERGRUND DER ERFINDUNG
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Gebiet der Erfindung
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Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Karburierungs- bzw. Aufkohlungs-Schmiedematerials.
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Beschreibung des Standes der Technik
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Da ein Kraftübertragungselement eines Zahnrades oder einer Welle aus Stahlmaterial, welches für Automobile, Baufahrzeuge, Baumaschinen und Ähnlichem verwendet wird, sowohl Verschleiß- bzw. Abriebfestigkeit und hohe Zähigkeit benötigt, wird das Stahlmaterial warm bzw. heiß geschmiedet, um ein Schmiedematerial zu werden, und wird anschließend einer Karburierungsbehandlung unterzogen. Andererseits benötigt die Karburierungsbehandlung in einigen Fällen eine sehr lange Behandlung. In Anbetracht einer Reduzierung bzw. Verringerung der Behandlungskosten ist deshalb eine Behandlung, in welcher eine hohe Karburierungstemperatur eingestellt wird, untersucht worden. Wenn jedoch eine hohe Behandlungstemperatur eingestellt wird, werden verschiedene Herstellungsverfahren zur Vermeidung von außergewöhnlichem Kornwachstum vorgeschlagen, da ungleichmäßiges bzw. abnormales Kornwachstum von Kristallkörnern wahrscheinlich auftritt.
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Als ein Verfahren zur Herstellung eines derartigen Karburierungs-Schmiedematerials wird zum Beispiel in der japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 2005-256142 (
JP 2005-256142 A ) ein Verfahren zur Herstellung eines Karburierungs-Schmiedematerials vorgeschlagen, bei dem ein Stahlmaterial als ein Material verwendet wird, welches umfasst: C: 0,1 bis 0,35 Massen-%, Si: 0,05 bis 0,5 Massen-%, Mn: 0,2 bis 2,0 Massen-%, und Ti und/oder Nb: 0,1 bis 0,3 Massen-% und der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen enthält, eine Erwärmungstemperatur während des Warmschmiedens auf 1200 °C oder höher eingestellt wird, eine Abkühlzeit von 5 Minuten oder länger bei einer Temperatur von 780 °C oder höher nach dem Warmschmieden sichergestellt wird, und die Temperatur von 780 bis 500 °C anschließend mit einer Kühlgeschwindigkeit von 2 °C/Sek oder weniger vermindert wird.
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Gemäß dem durch dieses Herstellungsverfahren erhaltenen Karburierungs-Schmiedematerial wird, selbst wenn die Karburierungsbehandlung bei einer hohen Temperatur von ungefähr 1050 °C ausgeführt wird, ein durch Nb-Carbonitrid ausgelöster Pinning-Effekt im Kornwachstum entfaltet. Deshalb ist es möglich, ungleichmäßiges Kornwachstum der Kristallkörner zu unterdrücken. Dementsprechend ist es möglich, den Rückgang der Stärke des erhaltenen Schmiedematerials (Karburierungsmaterial) zu unterdrücken und eine Schwankung der Wärmebehandlungsverzerrung zu unterdrücken.
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Zusätzlich zu den Ansätzen zur Erhöhung einer Behandlungstemperatur werden Ansätze zur Verringerung einer Behandlungszeit in Verbindung mit der Anwendung eines Karburierungsverfahrens unter vermindertem Druck, durch welches ein Kohlenwasserstoffgas in einen Ofen unter verminderten Druck eingeführt wird, untersucht.
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ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
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Wie jedoch in einem Herstellungsverfahren in
JP 2005-256142A offenbart, werden die üblichsten Warmschmiedeverfahren gewöhnlich bei einer Temperatur von ungefähr 1200 °C in Anbetracht des Verformungs- bzw. Deformationswiderstandes und einfacher Verarbeitung ausgeführt. Ebenfalls in
JP 2005-256142 A werden, da das Erwärmen vor dem Warmschmieden bei einer Bedingung von 1200 °C oder höher ausgeführt wird, Austenit-Kristallkörner eines Stahlmaterials während des Warmschmiedens gröber. Wenn die Größe der Austenit-Kristallkörner größer wird, wird die Anzahl der Fällungskerne bzw. Fällungszentren bzw. Fällungskeime, an denen eine Fällung in einer Ferrit-Phase an den Korngrenzen bzw. Korngrenzschichten des Austenit-Kristallkorns stattfindet, verringert und somit wird ein Fortschrittsbereich in einer Pearlit-Phase größer. Dementsprechend nimmt ein Anteil der Pearlit-Phase im Stahlmaterial zu und eine Bainit-Phase im Stahlmaterial wird wahrscheinlich ausgefällt. Folglich steigt eine Härte eines Karburierungs-Schmiedematerials an. Deshalb neigt, selbst wenn das Karburierungs-Schmiedematerial auf einer gewünschten Größe vor der Karburierungsbehandlung angefertigt wird, dessen Verarbeitbarkeit wie maschinelle Bearbeitbarkeit zu sinken.
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Die vorliegende Erfindung stellt ein Verfahren zur Herstellung eines Karburierungs-Schmiedematerials bereit, mit dem es möglich ist, ungleichmäßiges Kornwachstum zu unterdrücken und die Verarbeitbarkeit eines Karburierungs-Schmiedematerials vor einer Karburierungsbehandlung zu erhöhen, selbst wenn die Karburierungsbehandlung unter verminderten Druck unter der Bedingung einer hohen Temperatur ausgeführt wird.
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Ein erster Aspekt der vorliegenden Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Karburierungs-Schmiedematerials aus einem Stahlmaterial, welches enthält: C: 0,20 bis 0,30 Massen-% bzw. Gew.-%, Si: 0,03 bis 1,50 Massen-%, Mn: 0,30 bis 1,00 Massen-%, Cr: 0,30 bis 2,50 Massen-%, Al: 0,025 bis 0,100 Massen-%, N: 0,0120 bis 0,0180 Massen-%, Nb: 0,05 bis 0,10 Massen-%, und Mo: 0 bis 0,80 Massen-%, und einen Rest: Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei das Verfahren umfasst: Erwärmen des Stahlmaterials bei 1300 °C oder höher und Ausbilden von Nb in einem Mischkristallzustand im Stahlmaterial und anschließendes Walzen des Stahlmaterials; Erwärmen des Stahlmaterials unter einer Erwärmungsbedingung in einem Bereich von 950 bis 1050 °C, nachdem das Stahlmaterial gewalzt worden ist; Warmschmieden des Stahlmaterials, welches unter der Erwärmungsbedingung in einem Bereich von 950 bis 1050 °C erwärmt wird, unter einer Erwärmungsbedingung in einem Bereich von 950 bis 1040 °C; Ausfällen eines Nb-Carbonitrids im Stahlmaterial durch Abkühlen des Stahlmaterials oder Halten einer Temperatur des Stahlmaterials unter einer Bedingung, bei welcher eine aufgewendete Zeit bzw. Haltezeit bzw. Wartezeit in einem Temperaturbereich von 950 bis 970 °C 1 Minuten oder länger ist, nach dem Warmschmieden des Stahlmaterials; Ausfällen einer Ferrit-Phase im Stahlmaterial durch Abkühlen des Stahlmaterials oder Halten einer Temperatur des Stahlmaterials unter einer Bedingung, bei welcher eine aufgewendete Zeit während des Abkühlens in einem Temperaturbereich von 730 bis 870 °C 10 Minuten oder länger ist, nachdem das Nb-Carbonitrid im Stahlmaterial ausgefällt worden ist; und Abkühlen des Stahlmaterials auf Raumtemperatur nachdem die Ferrit-Phase im Stahlmaterials ausgefällt worden ist.
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In der vorliegenden Erfindung wird zunächst, wenn das Erwärmen vor dem Walzen ausgeführt wird, das Stahlmaterial auf 1300 °C oder höher erwärmt, und somit wird Nb ausreichend in einem Mischkristallzustand bzw. Zustand einer festen Lösung im Stahlmaterial ausgebildet. Dementsprechend kann, wenn Nb anschließend im Stahlmaterial ausgefällt wird, ein großer Anteil des feinen Nb-Carbonitrids dispergiert und in Austenit-Kristallkörnern und an deren Korngrenzen ausgefällt werden. Folglich ist es möglich, selbst wenn eine Karburierungsbehandlung unter vermindertem Druck auf dem erhaltenen Karburierungs-Schmiedematerial bei einer hohen Temperatur von ungefähr 1100 °C durchgeführt wird, ein ungleichmäßiges Kornwachstum (Vergröberung) der Austenit-Kristallkörner durch einen Pinning-Effekt gemäß dem Nb-Carbonitrid zu unterdrücken. Dementsprechend ist es möglich, eine Verschlechterung der Härte des erhaltenen Schmiedematerials (Karburierungsmaterials) zu unterdrücken und eine Schwankung der Wärmebehandlungsverzerrung zu unterdrücken.
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Eine Erwärmungszeit bei 1300 °C oder höher, welche für Nb erforderlich ist, um ausreichend in einem Mischkristallzustand ausgebildet zu werden, ändert sich etwas entsprechend einer Größe des Stahlmaterials und den Kenndaten bzw. Spezifizierung und Kapazitäten eines Heizofens. Deshalb wird vorab ein Erwärmungstest für eine Bedingung ausgeführt und eine kürzere Zeit wird in einem Bereich eingestellt, bei dem sich Nb ausreichend in einem Mischkristallzustand ausbilden kann, was vorteilhaft in Anbetracht der Produktivität ist. Zum Beispiel kann die Erwärmungszeit 40 Minuten oder länger sein.
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Zusätzlich wird bei der vorliegenden Erfindung die Temperatur niedriger eingestellt als in einem Fall, bei dem Warmschmieden üblicherweise bei ungefähr 1200 °C ausgeführt wird, und eine Verfeinerung der Austenit-Kristallkörner des geschmiedetes Stahlmaterials wird als ein Ergebnis angestrebt. Dadurch steigt in einem Ferrit-Fällungsprozess die Anzahl an Fällungskernen bzw. Fällungszentren bzw. Fällungskeimen an, an denen Fällung in einer Ferrit-Phase an den Korngrenzen von Austenit-Kristallkörnern stattfindet, und es ist möglich, den Fortschrittsbereich in einer Pearlit-Phase zu beschränken. Dementsprechend ist es möglich, da ein Anteil des Stahlmaterials in der nach dem Abkühlen erhaltenen Ferrit-Phase ansteigt, einen Anstieg der Pearlit-Phase im Stahlmaterial zu unterdrücken, verglichen mit einem Fall, bei dem eine Schmiedetemperatur hoch ist; und es ist möglich, eine Härte des erhaltenen Karburierungs-Schmiedematerials zu verringern. Dadurch ist es möglich, die Bearbeitbarkeit sowie die maschinelle Verarbeitbarkeit des Karburierungs-Schmiedematerials vor der Karburierungsbehandlung zu erhöhen.
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Im ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung kann, wenn das Stahlmaterial auf Raumtemperatur abgekühlt wird bzw. ist, das Stahlmaterial in einem Temperaturbereich von 620 bis 700 °C für eine vorbestimmte Zeit bleiben. Dies ist so, dass, wenn das Stahlmaterial abgekühlt wird, die Umwandlung von Pearlit, welche die Ferrit-Phase als einen Startpunkt verwendet, gefördert wird.
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Im ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung kann ein Gehaltsanteil an P, welcher im Stahlmaterial enthalten ist, 0,03 Massen-% oder weniger sein. Dies ist so, da es möglich ist, ein Verringern einer Stärke an den Korngrenzen und Verschlechtern einer Ermüdungserscheinung zu unterdrücken.
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Im ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung kann ein Gehaltsanteil an S, welcher im Stahlmaterial erhalten ist, 0,025 Massen-% oder weniger sein. Dies ist so, da es möglich ist, ein Auftreten eines Ermüdungsbruchs und ein Verringern eines Nick- bzw. Neigungswiderstandes zu unterdrücken.
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Nach der vorliegenden Erfindung ist es möglich, die Bearbeitbarkeit des Karburierungs-Schmiedematerials vor der Karburierungsbehandlung zu erhöhen, und es ist möglich, unregelmäßiges Kornwachstum von Kristallkörnern zu unterdrücken, selbst wenn die Karburierungsbehandlung unter verminderten Druck, zum Beispiel unter einer Bedingung hoher Temperatur von ungefähr 1050 bis 1100 °C, ausgeführt wird. Dadurch ist es möglich, eine Karburierungsbehandlungszeit, welche zur Kostenreduktion beitragen kann, deutlich zu verringern.
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Figurenliste
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Eigenschaften, Vorteile, und technische und industrielle Bedeutung von beispielhaften Ausführungsformen der Erfindung werden nachstehend mit Bezug zur beigefügten Zeichnung, in der gleiche Bezugszeichen gleiche Elemente bezeichnen, beschrieben, und wobei:
- 1 ein Diagramm zur Beschreibung von Prozessen eines Verfahrens zur Herstellung eines Karburierungs-Schmiedematerials nach der vorliegenden Ausführungsform ist;
- 2A ein Diagramm ist, welches das Ausfällen in einer Ferrit-Phase darstellt; und
- 2B ein Diagramm zur Beschreibung des Fortschrittes in einer Pearlit-Phase, welche eine Ferrit-Phase als einen Startpunkt verwendet, ist.
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DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER AUSFÜHRUNGSFORMEN
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Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlmaterials nach einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird nachstehend beschrieben.
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Als ein in dem Herstellungsverfahren nach der vorliegenden Ausführungsform verwendetes Stahlmaterial wird ein Stahlmaterial hergestellt, welches enthält: C: 0,20 bis 0,30 Massen-%, Si: 0,03 bis 1,50 Massen-%, Mn: 0,30 bis 1,00 Massen-%, Cr: 0,30 bis 2,50 Massen-%, Al: 0,025 bis 0,100 Massen-%, N: 0,0120 bis 0,0180 Massen-%, Nb: 0,05 bis 0,10 Massen-%, und Mo: 0 bis 0,80 Massen-%, und den Rest, welcher Fe und unvermeidbare Verunreinigungen enthält. Nachfolgend werden die Elemente und deren Gehaltsanteile bzw. Inhaltsverhältnisse im Detail beschrieben.
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Kohlenstoff (C), dessen Gehaltsanteil 0,20 bis 0,30 Massen-% beträgt, wird nun beschrieben. C ist ein Element, welches innere Festigkeit bzw. Zähigkeit (eine innere Härte) sicherstellt, welches nicht durch eine Karburierungsbehandlung verbessert werden kann, und C ist mit 0,20 Massen-% oder mehr enthalten, um eine derartige Wirkung zu erhalten. Wenn jedoch eine große Menge davon enthalten ist, verschlechtert sich die innere Zähigkeit. Ferner wird, selbst wenn die vorliegende Erfindung angewendet wird, die Härte höher als 200 Hv, und es ist schwierig, ausreichende maschinelle Bearbeitbarkeit sicherzustellen. Deshalb wird ein oberer Grenzwert des Gehaltsanteils von C auf 0,30 Massen-% eingestellt.
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Silizium (Si), dessen Gehaltsanteil 0,03 bis 1,50 Massen-% beträgt, wird nun beschrieben. Si ist ein Element für Desoxidation, wenn Stahl produziert wird und Si mit 0,03 Massen-% oder mehr enthalten ist, um eine derartige Wirkung zu erhalten. Wenn jedoch Si übermäßig enthalten ist, wird eine Abnahme einer Konzentration von C in einer Oberfläche nach der Karburierungsbehandlung aufgrund einer Abnahme der Zähigkeit, einer Abnahme der Verarbeitbarkeit und einer Abnahme der Karburisierbarkeit verursacht. Deshalb wird ein oberer Grenzwert des Gehaltsanteils an Si auf 1,50 Massen-% eingestellt.
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Mangan (Mn), dessen Gehaltsanteil 0,30 bis 1,00 Massen-% beträgt, wird nun beschrieben. Mn ist ein Element, welches die Härtbarkeit erhöht und die Stärke eines Inneren einer Komponente sicherstellt. Mn ist mit 0,30 Massen-% oder mehr enthalten, um eine derartige Wirkung zu erhalten. Wenn jedoch eine größere Menge davon enthalten ist, nimmt der verbleibende Austenit nach Karburierung bzw. Aufkohlung und Abschrecken zu, eine Härte nach der Karburierungsbehandlung nimmt ab, eine innere Zähigkeit wird verschlechtert, und eine Verringerung der Bearbeitbarkeit wird verursacht. Deshalb wird ein oberer Grenzwert des Gehaltsanteils an Mn auf 1,00 Massen-% eingestellt.
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Chrom (Cr), dessen Gehaltsanteil 0,30 bis 2,50 Massen-% beträgt, wird nun beschrieben. Cr ist ein Element, welches erforderlich ist, um die Härtbarkeit zu erhöhen und die Stärke eines Inneren sicherzustellen. Cr ist mit 0,30 Massen-% oder mehr enthalten, um eine derartige Wirkung zu erhalten. Wenn jedoch eine große Menge davon enthalten ist, wird die Zähigkeit verschlechtert, und eine Verringerung bzw. Abnahme der maschinellen Verarbeitbarkeit wird verursacht. Zusätzlich wird ein Carbid während der Karburierungsbehandlung ausgebildet, und eine Verringerung der Stärke wird verursacht. Deshalb ist ein oberer Grenzwert des Gehaltsanteils an Cr auf 2,50 Massen-% eingestellt.
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Aluminum (Al), dessen Gehaltsanteil 0,025 bis 0,100 Massen-% beträgt, wird nun beschrieben. Ähnlich wie Si, ist Al ein Element, welches für die Desoxidation erforderlich ist. Des Weiteren ist Al ein Element, welches im Stahlmaterial als AlN enthalten ist, ungleichmäßiges Wachstum der Kristallkörner aufgrund eines Pinning-Effekts unterdrückt und eine Vergröberung der Kristallkörner nach der Karburierungsbehandlung unterdrückt. Um eine ausreichende Menge an AlN, welche für die Desoxidation erforderlich ist, sicherzustellen und um den Pinning-Effekt zu erhalten, ist Al mit 0,025 Massen-% oder mehr enthalten. Einerseits wird, wenn der Gehaltsanteil an Al bis zu einem gewissen Grad hoch ist, der Pinning-Effekt maximiert und eine Wirkung zur Verhinderung eines ungleichmäßigen Kornwachstums wird nicht erhöht. Andererseits nehmen im Stahlmaterial ausgebildete Al-Oxideinschlüsse zu, und die Stärke bzw. Festigkeit bzw. Zähigkeit und maschinelle Verarbeitbarkeit sind beeinträchtigt. Deshalb ist ein oberer Grenzwert des Gehaltsanteils an Al auf 0,100 Massen-% eingestellt.
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Stickstoff (N), dessen Gehaltsanteil 0,0120 bis 0,0180 Massen-% beträgt, wird nun beschrieben. Wie vorstehend beschrieben, ist N ein Element, welches sich mit Al oder Nb verbindet, um AlN oder ein Nb-Carbonitrid, welches im Stahlmaterial enthalten ist, zu bilden und ein ungleichmäßiges Wachstum der Kristallkörner, welches bei Ausführung der Karburierungsbehandlung austritt, unterdrückt. Um eine derartige Wirkung zu erhalten, ist N mit 0,0120 Massen-% oder mehr enthalten. Eine Fällungsmenge des AlN oder Nb-Carbonitrids muss jedoch in einer angemessenen Menge enthalten sein. Wenn N in einer übermäßigen Menge enthalten ist, wird eine Wirkung zur Verhinderung des ungleichmäßigen Kornwachstums maximiert. Des Weiteren nehmen Nicht-Metalleinschlüsse wie Al2O3 zu, und nachteilig besteht ein Risiko der Verringerung der Ermüdungsfestigkeit. Deshalb wird ein oberer Grenzwert des Gehaltsanteils an N auf 0,0180 Massen-% eingestellt.
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Niob (Nb), dessen Gehaltsanteil 0,05 bis 0,10 Massen-% beträgt, wird nun beschrieben. Nb ist ein Element, welches ein Nb-Carbonitrid ausbildet, und ist im Stahlmaterial nach dem Ausfällen von Nb enthalten und unterdrückt ungleichmäßiges Wachstum der Kristallkörner in der Karburierungsbehandlung bei einer hohen Temperatur. Wenn der Gehaltsanteil an Nb gering ist, insbesondere bei der Karburierungsbehandlung bei 1050 °C oder höher, ist ein Teil des Carbonitrids, welcher vor der Karburierungsbehandlung ausfällt, in einem Mischkristallzustand, ist eine Menge des Nb-Carbonitrids, welches zum Pinning-Effekt beiträgt, ungenügend, und eine Wirkung zur Verhinderung des ungleichmäßigen Kornwachstums wird nicht ausreichend erhalten. Deshalb wird ein unterer Grenzwert des Gehaltsanteils an Nb auf 0,05 Massen-% eingestellt. Wenn andererseits eine größere Menge davon enthalten ist, ist es schwierig, einen Mischkristallzustand durch Erwärmen bei 1300 °C oder höher auszubilden. Deshalb wird ein oberer Grenzwert des Gehaltsanteils an Nb auf 0,10 Massen-% eingestellt.
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Molybdän (Mo), dessen Gehaltsanteil 0 bis 0,80 Massen-% beträgt, wird nun beschrieben. Mo ist ein optionales Element und ist nicht zwingend enthalten. Andererseits kann, da Mo wirksam zur Erhöhung der Härtbarkeit ist, es enthalten sein, um eine erforderliche Härtbarkeit, entsprechend einer Größe einer geschmiedeten Komponente sicherzustellen. Da jedoch Mo ein Element ist, welches relativ teuer im Vergleich zu anderen Elementen ist, und der Preis einer Ferrolegierung, die für die Zugabe notwendig ist, hoch ist, kann eine zugegebene Menge unter einer Bedingung verringert werden, dass eine ausreichende Härtbarkeit sichergestellt werden kann. Wenn außerdem der Gehaltsanteil an Mo zu hoch ist, besteht eine Möglichkeit der Verringerung der Zähigkeit und maschinellen Bearbeitbarkeit. Deshalb wird ein oberer Grenzwert des Gehaltsanteils an Mo auf 0,80 Massen-% eingestellt.
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Zusätzlich können die folgenden Elemente als unvermeidbare Verunreinigungen enthalten sein, aber es ist nicht vorzuziehen, dass größere Mengen davon enthalten sind. Nachstehend werden Details beschrieben.
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P ist eine Verunreinigung, welche unvermeidbar während der Herstellung gemischt wird. Wenn P übermäßig enthalten ist, nimmt die Stärke an den Korngrenzen ab und eine Verschlechterung einer Ermüdungseigenschaft wird verursacht. Dementsprechend kann, zum Beispiel, ein oberer Grenzwert des Gehaltsanteils von P auf 0,03 Massen-% eingestellt werden.
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Ähnlich zu P ist S eine Verunreinigung, welche unvermeidbar in einer kleinen Menge während der Herstellung gemischt wird und, zum Beispiel, als Sulfid-Einschluss wie MnS enthalten ist. Ein derartiger Einschluss dient jedoch als ein Element, welches als ein Startpunkt des Ermüdungsbruches wirkt, den Nick- bzw. Neigungswiderstand verringert oder eine Anisotropie des Stahlmaterials erhöht. Dementsprechend kann, zum Beispiel, ein oberer Grenzwert des Gehaltsanteils an S auf 0,025 Massen-% eingestellt werden.
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Ein Verfahren zur Herstellung eines Karburierungs-Schmiedematerials, welches das vorstehend beschriebene Stahlmaterial als ein Material verwendet, wird mit Bezug zu 1 beschrieben.
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Zunächst wird, wenn das Erwärmen vor einem Walzprozess ausgeführt wird, das Stahlmaterial, welches gegossen wird, um die vorstehend beschriebene Komponente zu enthalten, auf bzw. bei 1300 °C oder höher erwärmt, und das Stahlmaterial wird anschließend warmgewalzt. Eine Erwärmungszeit bei 1300 °C oder höher, um Nb in einem Mischkristallzustand auszubilden, verändert sich ein wenig entsprechend einer Größe des Stahlmaterials, und den Kenndaten und Kapazitäten eines Heizofens. Deshalb kann, wie vorstehend beschrieben, ein Test zuvor ausgeführt werden und somit kann eine optimale Bedingung bestimmt werden. Zum Beispiel kann eine Erwärmungszeit bei 1300 °C oder höher, 40 Minuten oder länger sein. Entsprechend dem Erwärmen wird die Phase in eine Austenit-Phase umgewandelt, und Nb kann ausreichend in einem Mischkristallzustand in einer Eisenbase in der umgewandelten Austenit-Phase ausgebildet werden.
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Dementsprechend kann in einem anschließenden Nb-Fällungsprozess eine große Menge des feinen Nb-Carbonitrids in Austenit-Kristallkörnern und an deren Korngrenzen ausgefällt werden. Wenn somit das Stahlmaterial bei einer hohen Temperatur von 1050 °C oder höher während der Karburierungsbehandlung erwärmt wird, wird der Pinning-Effekt aufgrund des ausgefallenen Nb-Carbonitrids ausreichend ausgeprägt, und es ist möglich, ungleichmäßiges Kornwachstum der Kristallkörner des Stahlmaterials zu unterdrücken.
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Wenn hierbei eine Erwärmungstemperatur im Walzprozess niedriger als 1300 °C beträgt, oder wenn eine Erwärmungszeit nicht ausreichend ist, wird Nb nicht ausreichend in einem Mischkristallzustand in der Austenit-Phase des Stahlmaterials ausgebildet und ein Teil des Nb-Carbonitrids verbleibt bzw. bleibt übrig. Im Allgemeinen verbleibt das übrige Nb-Carbonitrid in einem groben Zustand sogar nach dem Fällungsprozess und ein derart grobes Nb-Carbonitrid trägt nicht zum Pinning-Effekt bei. Deshalb wird eine Wirkung von eigens bzw. gesondert zugefügtem Nb nicht ausreichend erhalten, und wenn das Stahlmaterial schließlich der Karburierungsbehandlung bei einer hohen Temperatur von 1050 °C oder höher unterzogen wird, kann ein ungleichmäßiges Kornwachstum der Kristallkörner nicht unterdrückt werden.
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Nach dem Walzprozess wird als nächstes das Stahlmaterial, sobald es auf Raumtemperatur abgekühlt ist, nochmals unter einer Erwärmungsbedingung in einem Bereich von einer Erwärmungstemperatur von 950 bis 1050 °C erwärmt.
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Wenn hierbei eine Erwärmungstemperatur in einem Erwärmungsprozess niedriger als 950 °C ist, ist das Schmieden eines Nach-Prozesses aufgrund des hohen Verformungswiderstandes schwierig. Wenn andererseits eine Erwärmungstemperatur im Erwärmungsprozess höher als 1050 °C ist, werden die Austenit-Kristallkörner größer und die Verarbeitbarkeit eines nach dem vorstehend beschriebenen Schmieden und Abkühlen erhaltenen Schmiedematerials sinkt.
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Als nächstes wird das Stahlmaterial nach dem Erwärmungsprozess in einem erwärmten Zustand kontinuierlich einem Warmschmieden unter einer Erwärmungsbedingung in einem Bereich von einer Erwärmungstemperatur von 950 bis 1040 °C unterzogen. Dementsprechend wird zusätzlich zur Rekristallisation (Verfeinerung der Kristallkörner) in der Austenit-Phase, welche sich festsetzt, wenn der Erwärmungsprozess ausgeführt wird, eine Prozessverzerrung im Schmiedeprozess eingeführt, und somit wird eine Verfeinerung der Austentit-Kristallkörner gefördert.
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Entsprechend einer Reihe von Prozessen vom Erwärmungsprozess bis zum Schmiedeprozess befinden sich die Austenit-Kristallkörner in einem feinen Zustand, verglichen zu einem Fall, in dem Warmschmieden bei ungefähr 1200 °C nach dem Stand der Technik ausgeführt wird und verbleiben in einem feinen Kornzustand, ungeachtet einer Umwandlung vor einem anschließenden Kühlprozess. Dementsprechend steigt, wie in den 2A und 2B gezeigt, in einem Ferrit-Fällungsprozess, welcher nachstehend beschrieben wird, die Anzahl der Fällungskerne an, an welchen eine Fällung in einer Ferrit-Phase an den Korngrenzen der Austenit-Kristallkörnern stattfindet, und es ist möglich, einen Fortschrittsbereich in einer Pearlit-Phase unter Verwendung der Ferrit-Phase als ein Startpunkt danach zu beschränken.
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Deshalb steigt ein Anteil des Stahlmaterials in der Ferrit-Phase an, welche nach dem Kühlprozess, welcher nachstehend beschrieben wird, erhalten wird, und es ist möglich, ein Ansteigen einer Fällungsmenge in der Pearlit-Phase zu unterdrücken. Da zusätzlich eine Fortschrittsrate der Pearlit-Umwandlung ansteigt, wird die Bainit-Phase kaum ausgefällt.
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Wenn hierbei eine Erwärmungstemperatur im Schmiedeprozess geringer als 950 °C ist, steigt der Verformungswiderstand des Stahlmaterials an, und das Schmieden ist schwierig. Andererseits besteht, wenn eine Erwärmungstemperatur im Schmiedeprozess höher als 1040 °C ist, ein Risiko der Verfeinerung der Austenit-Kristallkörner aufgrund ungenügend vorangetriebenen Warmschmiedens.
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Als nächstes wird, wenn das Stahlmaterial nach dem Schmiedeprozess kontinuierlich abgekühlt wird, das Nb-Carbonitrid in den Austenit-Kristallkörnern des Stahlmaterials und an dessen Korngrenzen ausgefällt, wenn eine Zeit von 1 Minute oder länger in einem Temperaturbereich von 950 bis 970 °C sichergestellt wird. Dementsprechend wird eine große Menge an feinem Nb-Carbonitrid in den verfeinerten Austenit-Kristallkörnern und an deren Korngrenzen ausgefällt, und es ist möglich, ein ungleichmäßiges Kornwachstum der Austenit-Kristallkörner während der Karburierungsbehandlung zu unterdrücken.
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Wenn hierbei im Nb-Fällungsprozess eine aufgewendete Zeit in einem Temperaturbereich von 950 bis 970 °C kürzer als 1 Minute ist, wird eine für das Ausfällen notwendige Zeit nicht sichergestellt, und das Nb-Carbonitrid wird nicht genügend ausgefällt. Wenn zusätzlich eine Kühlgeschwindigkeit in einem anderen Temperaturbereich eingestellt wird und insbesondere in einem Bereich niedriger als 950 °C, wird die Fällung von Nb nicht ausreichend ausgeführt, verglichen dazu, wenn eine Kühlgeschwindigkeit in einem Temperaturbereich von 950 bis 970 °C eingestellt wird. Wenn eine Kühlgeschwindigkeit nicht eingestellt wird, kann der Temperaturbereich im Allgemeinen in ein paar Sekunden nach dem Schmieden durchlaufen werden.
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Wenn eine Kühlgeschwindigkeit nicht in einem Temperaturbereich von 950 bis 970 °C eingestellt wird und der Temperaturbereich in ein paar Sekunden durchlaufen wird, verbleibt Nb in der Austenit-Phase in einem Mischkristallzustand. Deshalb wird, wenn eine Kühlung nach der Ferrit-Fällungsprozess ausgeführt wird, der Fortschritt der Pearlit-Umwandlung unter Verwendung der Ferrit-Phase als ein Startpunkt langsamer, und die Phase wird leicht in die Bainit-Phase geändert. Dementsprechend steigt eine Härte des erhaltenen Stahlmaterials (Karburierungs-Schmiedematerials) an, und es besteht eine Möglichkeit, dass die maschinelle Verarbeitbarkeit des Karburierungs-Schmiedematerials abnimmt. Ferner ist der Pinning-Effekt nach dem Nb-Carbonitrid nicht ausreichend ausgeprägt, wenn die Karburierungsbehandlung des Karburierungs-Schmiedematerials ausgeführt wird, da das Nb-Carbonitrid nicht ausreichend ausgefällt wird, und die Kristallkörner des Karburierungs-Schmiedematerials werden sehr wahrscheinlich gemischte Körner, in denen grobe Körner und feine Körner gemischt sind.
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Wenn zusätzlich eine Kühlgeschwindigkeit bei einer Temperatur höher als 970 °C eingestellt wird, um Nb auszufällen, kann Nb ausgefällt werden, aber das ausgefällte Nb-Carbonitrad wächst schnell und wird aufgrund einer hohen Temperatur eher leicht gröber als feiner. Deshalb wird, wenn die Karburierungsbehandlung des erhaltenen Karburierungs-Schmiedematerials ausgeführt wird, eine große Menge des feinen Nb-Carbonitrids nicht ausgefällt, und der Pinning-Effekt nach dem Nb-Carbonitrid ist nicht wirksam ausgeprägt. Hierbei kann, bei der Einstellung der Kühlgeschwindigkeit im Nb-Fällungsprozess, eine langsame Kühlung in einem Temperaturbereich von 950 bis 970 °C ausgeführt werden und eine aufgewendete Zeit in dem Bereich kann 1 Minute oder länger sein, oder eine Temperatur kann vorübergehend bei einer bestimmten Temperatur innerhalb des Temperaturbereiches beibehalten werden, und die aufgewendete Zeit im Bereich kann deshalb 1 Minute oder länger sein. Dies ist so, da es möglich ist, eine für Nb genügende Zeit sicherzustellen, um nach irgendeiner der Methoden ausgefällt zu werden.
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Zunächst wird das Stahlmaterial nach dem Nb-Fällungsprozess kontinuierlich abgekühlt, eine Zeit von 10 Minuten oder länger wird in einem Temperaturbereich von 730 bis 870 °C sichergestellt, und somit tritt eine Fällung in einer Ferrit-Phase (in einer pro-eutektoiden Ferrit-Phase) im Stahlmaterial auf. „10 Minuten oder länger“ bedeutet hierbei, dass das Stahlmaterial bei einer bestimmten Temperatur in einem Bereich von 730 bis 870 °C verbleibt und die Temperatur kann langsam zur Abkühlung für eine Dauer von 10 Minuten oder länger gesenkt werden. Deshalb tritt eine Fällung in der Ferrit-Phase an Korngrenzen der Austenit-Kristallkörner, wie in 2A gezeigt, auf.
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Da die Austenit-Kristallkörner als feine Körner, wie vorstehend beschrieben, erhalten bleiben, ist die Anzahl an Kernen bzw. Zentren, an denen eine Fällung in einer Ferrit-Phase während des Ferrit-Fällungsprozesses stattfinden, größer als die des Stahlmaterials, welches im Allgemeinen bei einer Temperatur von ungefähr 1200 °C erwärmt und geschmiedet wird. Deshalb ist es möglich, wenn der Kühlungsprozess nach dem Ferrit-Fällungsprozess ausgeführt wird, wie in 2B gezeigt, eine große Menge der Fällung in der Pearlit-Phase in einer Struktur des Stahlmaterials zu unterdrücken, und es ist möglich, eine Fällung in der Bainit-Phase zu unterdrücken, selbst wenn eine Pearlit-Umwandlung mit der Ferrit-Phase als ein Startpunkt fortschreitet. Deshalb wird eine Härte des erhaltenen Stahlmaterials (Karburierungs-Schmiedematerial) stärker als je zuvor verringert, und es ist möglich, das Karburierungs-Schmiedematerial mit hoher maschineller Verarbeitbarkeit vor der Karburierungsbehandlung zu erhalten.
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Der Temperaturbereich von 730 bis 870 °C ist hierbei ein Temperaturbereich, in welchem Fällung in der Ferrit-Phase erfolgt. Wenn die aufgewendete Zeit im Bereich kürzer als 10 Minuten ist, wird eine Fällungszeit in der Ferrit-Phase verringert, und ein Anteil der Ferrit-Phase im Stahlmaterial neigt dazu, kleiner zu werden. Deshalb besteht nach dem Ferrit-Fällungsprozess eine Möglichkeit, dass ein Anteil des nach der Abkühlung auf Raumtemperatur erhaltenen Stahlmaterials in der Pearlit-Phase ansteigt, die Pearlit-Umwandlung schreitet ebenso langsam mit der Ferrit-Phase als ein Startpunkt voran und die Bainit-Phase erscheint. Dementsprechend steigt eine Härte des erhaltenen Stahlmaterials (Karburierungs-Schmiedematerials) an und es besteht eine Möglichkeit, dass die maschinelle Bearbeitbarkeit des Karburierungs-Schmiedematerials abnimmt.
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Als nächstes wird das erwärmte Stahlmaterial nach dem Ferrit-Fällungsprozess auf Raumtemperatur abgekühlt. Dementsprechend schreitet, wie in 2B gezeigt, die Pearlit-Umwandlung mit der Ferrit-Phase als ein Startpunkt voran, und es ist möglich, das Karburierungs-Schmiedematerial zu erhalten, welches feine Körner in der Ferrit-Phase und der Pearlit-Phase enthält. Eine Kühlbedingung im Kühlprozess wird hierbei nicht gesondert genannt. Dies liegt daran, dass die gleiche Wirkung unter einer Bedingung wie langsames Kühlen, Luftkühlen, Strahlungskühlen, oder beschleunigtes Luftkühlen (Lufterkühlen) erhalten wird. Wie in 1 gezeigt, verbleibt das Stahlmaterial in einem Temperaturbereich von 620 bis 700 °C für eine gewisse Zeit und eine Umwandlung in die Pearlit-Phase kann gefördert werden.
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Ein mechanischer Prozess wird, wie ein Schneideprozess nach einer Form einer Komponente, welche aus dem Karburierungs-Schmiedematerial nach dem Kühlprozess produziert wird, ausgeführt. In der vorliegenden Ausführungsform ist es möglich, den Prozess ohne gesonderte Ausführung einer Wärmebehandlung wie Tempern bzw. Glühen leicht auszuführen, da die maschinelle Verarbeitbarkeit des Stahlmaterials ausgezeichneter als je zuvor ist. Anschließend wird die Karburierungsbehandlung auf dem Stahlmaterial nach dem mechanischen Prozess ausgeführt.
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In einem Karburierungsprozess wird eine Karburierungsbehandlung des Stahlmaterials unter einer Hochtemperaturbedingung durch ein Karburierungsverfahren unter vermindertem Druck ausgeführt. Insbesondere wird das Stahlmaterial (eine Karburierungs-Warmschmiedekomponente) auf eine hohe bzw. bei einer hohen Temperatur von 1050 °C oder höher (insbesondere, ca. 1100 °C) erwärmt, ein Kohlenwasserstoffgas wie Acetylengas wird in einen Ofen unter vermindertem Druck eingeführt, und auf diese Weise wird das Stahlmaterial karburisiert bzw. aufgekohlt. In diesem Fall werden ein Puls-Karburierungsverfahren, in welchem ein Prozess (eine Karburierungsdauer bzw. Karburierungsperiode), bei dem das Karburierungsgas in den Ofen eingeführt, und der Druck auf einen vorbestimmten Karburierungsgasdruck erhöht, und der Karburierungsgasdruck beibehalten wird und ein Prozess (eine Diffusionsdauer), bei welchem das Karburierungsgas von der Innenseite des Ofens ausgestoßen und ein Kohlenstoff von einer Oberfläche des karburierten Stahlmaterials ins Innere diffundiert wird, abwechselnd wiederholt, um die Karburierungsbehandlung ausführen zu können.
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In der vorliegenden Ausführungsform wird, während die Kristallkörner des Stahlmaterials verfeinert werden, eine große Menge an feinem Nb-Carbonitrid ausgefällt. Aufgrund des resultierenden Pinning-Effekts ist es möglich, selbst wenn die Karburierungsbehandlung unter einer Bedingung hoher Temperatur von 1050 °C oder höher ausgeführt wird, eine Vergröberung der Austenit-Kristallkörner des Stahlmaterials zu unterdrücken und die feinen Kristallkörner beizubehalten. Dementsprechend ist es möglich, eine geschmiedete Komponente mit ausgezeichneter mechanischer Festigkeit zu erhalten.
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Nachstehend wird die vorliegende Erfindung im Detail mit Bezug zu den Beispielen beschrieben.
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[Beispiel 1]
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Es werden ein Beispiel einer geschmiedeten Komponente für die Hochtemperatur-Karburierungsbehandlung unter vermindertem Druck und ein Verfahren zur Herstellung desselben beschrieben. In diesem Beispiel wurden zunächst, um einen Einfluss zu erkennen, wenn eine Komponente verändert wurde, wie in Tabelle 1 gezeigt, zehn Typen Stahlmaterial (Proben Nr. 1 bis 10) unterschiedlicher chemischer Zusammensetzung hergestellt. Es wurden zylindrische Teststücke, deren Höhen 1,5 Mal deren Durchmessern entsprachen (Durchmesser:Höhe = 1:1,5), hergestellt. Ein Stauchungs- bzw. Stauchprozess wurde unter einer Bedingung durchgeführt, welche nachstehend beschrieben wird. Die Härte der Teststücke nach dem Prozess wurde ausgewertet, und es wurde ausgewertet, ob Kristallkörner gemäß einer Hochtemperatur-Karburierungsbehandlung unter vermindertem Druck, welche anschließend durchgeführt wurde, vergröbert wurden. Die Härte wurde an derselben Position auf Seitenoberflächen im Zentrum in einer Höhenrichtung aller Teststücke gemessen.
[Tabelle 1]
| Probe Nr. | Chemische Zusammensetzung (Massen-%) |
| C | Si | Mn | P | S | Cr | Mo | Al | N | Nb | Fe |
| 1 | 0,25 | 0,25 | 0,81 | 0,015 | 0,015 | 1,20 | - | 0,032 | 0,0144 | 0,09 | bal. |
| 2 | 0,24 | 0,30 | 0,96 | 0,014 | 0,015 | 2,01 | - | 0,050 | 0,0173 | 0,07 | bal. |
| 3 | 0,20 | 0,04 | 0,33 | 0,008 | 0,005 | 0,33 | - | 0,094 | 0,0175 | 0,05 | bal. |
| 4 | 0,30 | 1,47 | 0,65 | 0,033 | 0,030 | 0,81 | - | 0,037 | 0,0163 | 0,10 | bal. |
| 5 | 0,22 | 1,00 | 0,84 | 0,020 | 0,019 | 2,46 | - | 0,063 | 0,0155 | 0,06 | bal. |
| 6 | 0,25 | 0,26 | 0,80 | 0,014 | 0,014 | 1,32 | 0,77 | 0,036 | 0,0140 | 0,08 | bal. |
| 7 | 0,32 | 0,25 | 0,78 | 0,015 | 0,014 | 1,12 | - | 0,043 | 0,0151 | 0,09 | bal. |
| 8 | 0,20 | 0,33 | 0,50 | 0,017 | 0,013 | 1,19 | - | 0,020 | 0,0168 | 0,07 | bal. |
| 9 | 0,30 | 0,53 | 0,71 | 0,016 | 0,011 | 1,02 | - | 0,036 | 0,0107 | 0,08 | bal. |
| 10 | 0,22 | 0,98 | 0,83 | 0,018 | 0,015 | 1,96 | - | 0,048 | 0,0152 | 0,04 | bal. |
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Die Teststücke wurden wie folgt hergestellt. Zunächst wurden die Stahlmaterialien mit den in Tabelle 1 gezeigten chemischen Zusammensetzungen in einem dielektrischen Ofen aufgelöst und durch Gießen hergestellt. Die bei 1300 °C erwärmten Stahlmaterialien wurden gedehnt bzw. gestreckt und geschmiedet, und Ausgangsmaterialien für die Teststücke wurden hergestellt. Anschließend wurden zylindrische Teststücke durch einen mechanischen Prozess hergestellt. Beim Erwärmen während des Dehnens und Schmiedens wurden Erwärmung und Halten bei 1300 °C für 60 Minuten ausgeführt, damit sich Nb ausreichend in einem Mischkristallzustand ausbildet. Das Dehnen und Schmieden entspricht hierbei einem Walzprozess bei der tatsächlichen Herstellung.
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Zunächst wurde der Stauchungsprozess als ein Verfahren zur Beurteilung des Warmschmiedens gemäß einem Experiment ausgewählt. Insbesondere wurden die Teststücke auf 1000 °C erwärmt und danach bei 1000 °C ohne Änderung dem Stauchungsprozess (Kompressionsrate von 60 %) unterzogen. Danach verblieben die Teststücke für 1 Minute bei 950 °C während dem Abkühlen nach dem Stauchungsprozess, sie verblieben für 10 Minuten bei 730 °C während dem anschließendem Kühlen, sie verblieben danach für 30 Minuten bei 680 °C, und wurden anschließend auf Raumtemperatur abgekühlt. Diese Prozesse wurden mit den Stauchungsteststücken, welche für jede chemische Zusammensetzung zweimal hergestellt wurden, ausgeführt. Eines wurde für Härtemessung und das Andere wurde für eine Karburierungsbehandlung unter vermindertem Druck verwendet. Die Karburierungsbehandlung unter vermindertem Druck wurde bei einer Karburierungstemperatur von 1100 °C ausgeführt. Danach wurde eine Metallstruktur nach der Karburierungsbehandlung beobachtet und deren Qualität beurteilt.
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In der Karburierungsbehandlung unter vermindertem Druck wurde eine Behandlung für ungefähr 5 Minuten ausgeführt, was die Summe der Karburierungsdauer und der Diffusionsdauer unter einer Atmosphäre verminderten Druckes war, bei der ein innerer Druck in dem Ofen während der Karburierungsdauer 150 Pa betrug. Acetylengas wurde als ein Atmosphärengas verwendet, und die Karburierungsbehandlung wurde durch das Puls-Karburierungsverfahren ausgeführt. Nach der Karburierungsbehandlung wurde zusätzlich eine Stauchungsbehandlung durch ein Gaskühlungsverfahren unter Verwendung von Stickstoffgas ausgeführt. Die bisher behandelten Teststücke wurden nach dem Stauchungsprozess entlang einer Oberfläche mit einem Teststückzentrum geschnitten, und eine Metallstruktur der geschnittenen Oberfläche wurde unter einem Mikroskop beobachtet.
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Die Auswertungsergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt. Wie in Tabelle 2 gezeigt, wurden in Proben mit einer geeigneten chemischen Zusammensetzung (Proben Nr. 1 bis 6) Härten von 200 Hv oder weniger, welche allgemein auf vorteilhafte maschinelle Verarbeitbarkeit hinweisen, erhalten, und die Kristallkörner waren ebenfalls fein. Andererseits war in einer Probe, in welcher sich C außerhalb eines oberen Grenzwertes befand (Probe Nr. 7), eine Härte größer als 200 Hv, und eine Verringerung der maschinellen Verarbeitbarkeit war ein Problem. Zusätzlich werden Ergebnisse von Teststücken, in welchen sich Si, Mn, oder Cr außerhalb eines Bereiches der vorliegenden Erfindung befanden, nicht in diesem Beispiel beschrieben. Wie jedoch vorstehend beschrieben, verringerte sich in einer Probe, in welcher sich Si außerhalb eines oberen Grenzwertes (1,50 Massen-%) befand, die Karburierung, wobei eine Kohlenstoffkonzentration in der Oberfläche stärker verringert wurde als die einer Karburierungskomponente des Standes der Technik, und eine Tendenz einer Verringerung einer Oberflächenhärte nach der Karburierung wurde bestätigt. In einer Probe, in welcher sich Mn außerhalb eines oberen Grenzwertes (1,00 Massen-%) befand, stieg zusätzlich eine Menge des verbleibenden Austenits nach der Karburierungsbehandlung an, und eine Tendenz einer Abnahme in der Oberflächenhärte nach Karburierung wurde bestätigt. Zusätzlich wurde in Proben, in welchen sich Cr außerhalb eines oberen Grenzwertes (2,50 Massen-%) befand, ein Anstieg eines Carbids in einem Karburierungsabschnitt beobachtet. Die Anwesenheit des Carbids könnte eine nachteilige Wirkung auf die Festigkeit haben, und somit wurden derartige Proben nicht bevorzugt als das Karburierungs-Schmiedematerial bestimmt. In Proben, in welchen mindestens eine Komponente von Al, N und Nb geringer als der vorstehend beschriebene, untere Grenzwerte (Proben Nr. 8 bis 10) in den Teststücken nach der Karburierungsbehandlung war, wurden die Kristallkörner, welche ungleichmäßig wuchsen, und grobe Körner an einem Bereich einer Beobachtungsoberfläche beobachtet.
[Tabelle 2]
| | Eigenschaft |
| Probe | Härte vor Karburierung | Vorhandensein von groben |
| Nr. | [Hv] | Körnern nach Karburierung* |
| 1 | 188 | Nein |
| 2 | 175 | Nein |
| 3 | 171 | Nein |
| 4 | 198 | Nein |
| 5 | 184 | Nein |
| 6 | 195 | Nein |
| 7 | 221 | Nein |
| 8 | 186 | Ja |
| 9 | 195 | Ja |
| 10 | 183 | Ja |
| *In einer Korngrößenzahl, verglichen mit Kristallkörnern von Bereichen, die nicht vergröbert sind, das Vorhandensein von Kristallkörnern, welche zu Nr. 3 oder mehr vergröbert sind. |
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[Beispiel 2]
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Im Beispiel 2 wurde, unter den in Tabelle 1 gezeigten Stahlmaterialien, das Stahlmaterial der Probe Nr. 1 verwendet. Eine Mehrzahl an zylindrischen Teststücken wurde mit derselben Form wie in Beispiel 1 hergestellt. Ein Experiment wurde unter den in Tabelle 3 gezeigten Herstellungsbedingungen ausgeführt. Ähnlich zu Beispiel 1 wurden die Härten ausgewertet, und es wurde ausgewertet, ob ein ungleichmäßiges Kornwachstum gemäß einer Hochtemperatur-Karburierungsbehandlung unter vermindertem Druck, welche danach ausgeführt wurde, auftrat.
[Tabelle 3]
| Test Nr. | Während des Streckens und Schmiedens | Erwärmungsprozess | Stauchungsprozess | Nb-Fällungsprozess | | Ferrit-Fällungsprozess |
| Erwärmungs temperatur [°C] | Erwärmungstemperatur [°C] | Temperatur [°C] | Tempera tur [°C] | Haltezeit [min] | Temperatur [°C] | Haltezeit [min] |
| 1 | 1300 | 1000 | 1000 | 950 | 1 | 730 | 10 |
| 2 | 1300 | 1050 | 1040 | 950 | 1 | 870 | 10 |
| 3 | 1300 | 1000 | 950 | 970 | 1 | 870 | 10 |
| 4 | 1300 | 1000 | 1000 | Kühlung 970 °C bis 950 °C bei Δ0.2 °C/Sek | 800 | 10 |
| 5 | 1300 | 950 | 950 | 950 | 1 | Kühlung 870 °C bis 730 °C bei Δ10 °C/Min |
| 6 | 1300 | 1050 | 1040 | Kühlung 970 °C bis 950 °C bei Δ0.2 °C/Sek | Kühlung 870 °C bis 730 °C bei Δ10 °C/Min |
| 7 | 1280 | 1000 | 1000 | 950 | 1 | 730 | 10 |
| 8 | 1300 | 1100 | 1000 | 970 | 1 | 800 | 10 |
| 9 | 1300 | 1200 | 1040 | 970 | 1 | 800 | 10 |
| 10 | 1300 | 1050 | 1050 | 950 | 1 | 870 | 10 |
| 11 | 1300 | 1000 | 1000 | 940* | 1 | 730 | 10 |
| 12 | 1300 | 1000 | 1000 | Kühlung 970 °C bis 950 °C bei Δ4 °C/Sek | 800 | 10 |
| 13 | 1300 | 1000 | 1000 | 950 | 1 | Kühlung 870 °C bis 730 °C bei Δ15 °C/Min |
| * 970 °C bis 950 °C weisen auf ungesteuerte Kühlung hin (ungefähr ein paar Sekunden) |
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Obwohl nicht in Tabelle 3 gezeigt, verblieben nach dem Ferrit-Fällungsprozess, ähnlich zu Beispiel 1, die Teststücke für 30 Minuten bei 680 °C und wurden danach auf Raumtemperatur abgekühlt. Ähnlich zu Beispiel 1 wurde die Karburierungsbehandlung unter vermindertem Druck bei einer Karburierungstemperatur von 1100 °C ausgeführt.
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Die Auswertungsergebnisse sind in Tabelle 4 gezeigt. Die in Tabelle 4 gezeigte Definition von groben Körnern ist dieselbe wie in Tabelle 2. Die Probe Nr. 5 war hierbei ein Beispiel, in welchem das Teststück auf 950 °C während des Erwärmungsprozess erwärmt wurde, danach wurde es dem Stauchungsprozess bei 950 °C ohne Verringerung der Temperatur unterzogen, und wurde dem Nb-Fällungsprozess bei dieser Temperatur unterzogen. Wie aus Tabelle 4 ersichtlich, wurden in den Tests Nr. 1 bis 6, in welchen eine Beurteilung unter geeigneten Bedingungen ausgeführt wurde, Härten von 200 Hv oder niedriger, welche allgemein auf vorteilhafte maschinelle Verarbeitbarkeit hinweisen, erreicht, die Kristallkörner waren fein, und grobe Körner wurden nicht beobachtet.
[Tabelle 4]
| | Eigenschaft |
| Test | Härte vor Karburierung | Vorhandensein von groben |
| Nr. | [Hv] | Körnern nach Karburierung |
| 1 | 188 | Nein |
| 2 | 194 | Nein |
| 3 | 191 | Nein |
| 4 | 178 | Nein |
| 5 | 173 | Nein |
| 6 | 181 | Nein |
| 7 | 191 | Ja |
| 8 | 218 | Nein |
| 9 | 226 | Nein |
| 10 | 202 | Nein |
| 11 | 208 | Ja |
| 12 | 244 | Ja |
| 13 | 237 | Nein |
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Andererseits wurden in dem nach dem Stauchungsprozess des Tests Nr. 7 erhaltenen Teststück mit einer Härte von 200 Hv oder geringer, grobe Körner in den Kristallkörnern nach Karburierung unter vermindertem Druck beobachtet. Es wird angenommen, dass dies da eine Erwärmungstemperatur während des Dehnens bzw. Streckens und Schmiedens geringer als 1300 °C war, durch die Tatsache ausgelöst wurde, dass Nb ungenügend in einem Mischkristallzustand war, wobei ein Teil des Nb-Carbonitrids in einem Zustand verblieb, welcher kein Mischkristallzustand war, Nb als ein grobes Nb-Carbonitrid sogar nach dem Nb-Fällungsprozess enthalten war, zugegebenes Nb nicht ausreichend zum Pinning-Effekt beitrug und dadurch eine Kristallkorn-Vergröberungswiderstandseigenschaft sank.
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In den Tests Nr. 8 bis 10 wird angenommen, dass Austenit-Kristallkörner nicht fein wurden, da eine Temperatur während des Erwärmungsprozesses oder eine Temperatur während des Stauchungsprozesses zu hoch war, wodurch die Anzahl an Kernen bzw. Zentren, an welchen Fällung in einer Ferrit-Phase stattfand, nicht anstieg, und somit war eine Härte größer als 200 Hv.
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In den Tests Nr. 11 und 12 waren die Härten der Teststücke nach dem Stauchungsprozess größer als 200 Hv, und dadurch wurden grobe Körner in Kristallkörnern nach Karburierung bzw. Aufkohlung unter vermindertem Druck beobachtet, und es wird vermutet, dass eine Härte in diesen zwei hoch war, da eine große Menge des feinen Nb-Carbonitrids aufgrund von einem ungeeigneten Nb-Fällungsprozess nicht ausreichend ausgefällt wurde, und wurde in einem Mischkristallzustand in der Austenit-Phase abgekühlt, und somit war der Fortschritt der Pearlit-Umwandlung im Ergebnis langsam, während in den Kristallkörnern eine große Menge des feinen Nb-Carbonitrids nicht ausgefällt wurde und dadurch trat ungleichmäßiges Kornwachstum der Kristallkörner auf.
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Außerdem war der Test Nr. 13 ein Beispiel, in welchem eine Kühlgeschwindigkeit des Ferrit-Fällungsprozesses zu schnell war, und eine aufgewendete Zeit in einem Temperaturbereich von 730 bis 870 °C kürzer als 10 Minuten war. Da jedoch eine aufgewendete Zeit im Ferrit-Fällungsprozess kurz war, sank ein Anteil der Fällung in der Ferrit-Phase und eine Härte nahm zu.
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Eine Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist vorstehend im Detail beschrieben worden. Die vorliegende Erfindung ist jedoch nicht auf die Ausführungsform beschränkt, und verschiedene Änderungen der Gestaltung können innerhalb der Bereiche ausgeführt werden, ohne vom Schutzumfang und Geist der vorliegenden Erfindung, welche in den angefügten Ansprüchen beschrieben wird, abzuweichen.
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ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur
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- JP 2005256142 A [0003, 0006]
