DE60026746T2 - Treibriemen - Google Patents

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Description

  • HINTERGRUND DER ERFINDUNG
  • Die vorliegende Erfindung betrifft einen Treibriemen für kontinuierlich variable Übertragung, der aus spannungsinduziertem Martensitstahl bzw. Verformungsmartensitstahl hoher Ermüdungsfestigkeit und hoher Härte besteht und sich für Elemente eignet, die hohe Härte und Ermüdungsfestigkeit aufweisen müssen.
  • Stähle mit der für die Erfindung erforderlichen Zusammensetzung sind in US-A-4,568,387 und JP-A-11293405 offenbart. Das JP-A-Dokument erwähnt einen Anteil vom mindestens 30% Martensit in einer Austenitphase und die Verwendung des hochfesten und hoch-korrosionsbeständigen Stahls für Federn und Rasierklingen. Die Verwendung für einen Treibriemen hoher Ermüdungsfestigkeit ist nicht erwähnt.
  • Bisher wurde zur Herstellung von Elementen, die eine hohe Festigkeit aufweisen müssen, wie Elemente für Raketen, Elemente für einen Zentrifugentrenner, Elemente für Flugzeuge, Elemente für ein kontinuierlich veränderliches Getriebe eines Kraftfahrzeugs, Metallformen und dergleichen, hauptsächlich ein als Martensit aushärtender Stahl mit einer sehr hohen Zugfestigkeit von etwa 2000 MPa verwendet, dessen repräsentative Zusammensetzung beispielsweise durch 18% Ni – 8% Co – 5% Mo – 0,4% Ti – 0,1% Al – Rest Fe gegeben ist. Der als Martensit aushärtende Stahl enthält als verfestigende Elemente große Mengen an Co und Mo, die kostspielig sind, so dass sein Preis sehr hoch wird, was dazu führt, dass der als Martensit aushärtende Stahl nur für die vorstehend erklärten bestimmten Verwendungen eingesetzt wird.
  • Im allgemeinen sind bei einem Stahl mit einer hohen Zugfestigkeit, der in einem Fall verwendet wird, in dem eine hohe Festigkeit erforderlich ist, nicht nur eine hohe Härte und hohe Zugfestigkeit, sondern auch eine hohe Ermüdungsfestigkeit und eine hohe Zähigkeit erforderlich. In einem Fall, in dem die Zugfestigkeit 1200 MPa nicht übersteigt, ergibt sich die Tendenz, dass die Ermüdungsfestigkeit proportional zur Erhöhung der Zugfestigkeit ansteigt, bei einem Stahl mit einer hohen Festigkeit, der eine Härte von mindestens etwa 400 HV und eine Zugfestigkeit von mindestens etwa 1200 MPa aufweist, nimmt die Ermüdungsfestigkeit jedoch selbst dann nicht zu, wenn sowohl die Härte als auch die Zugfestigkeit zunehmen. Dies ist auch auf den als Martensit aushärtenden Stahl anwendbar, so dass seine Ermüdungsfestigkeit nicht hoch ist, wenngleich der als Martensit aushärtende Stahl eine hohe Zugfestigkeit aufweist. Demgemäß war ein neuer kostengünstiger Stahl mit einer hohen Zugfestigkeit erwünscht, der eine hohe Ermüdungsfestigkeit aufweist, wobei dieser Stahl an Stelle des herkömmlichen als Martensit aushärtenden Stahls verwendet werden kann.
  • ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
  • Die Erfinder haben verschiedene Stähle mit einer hohen Zugfestigkeit untersucht, um einen neuen Stahl mit einer hohen Zugfestigkeit zu erhalten, der an Stelle des herkömmlichen als Martensit aushärtenden Stahls verwendbar ist.
  • Zuerst wurde als ein relativ kostengünstiges Material mit einer hohen Härte ein abgeschreckter Martensitstahl mit 13% Cr und etwa 0,5% Kohlenstoff untersucht. Der Stahl dieses Typs wird durch ein Verfahren hergestellt, bei dem der durch Glühen erweichte Stahl kaltverformt wird, so dass vorgegebene Abmessungen erhalten werden können, und der kaltverformte Stahl einer Wärmebehandlung unter Einschluss eines Abschreckens und Anlassens unterzogen wird. Durch diese Wärmebehandlung wird eine Kohlenstoff enthaltende harte Martensitphase erhalten, so dass es möglich wird, für diesen Stahl eine sehr hohe Härte zu erhalten.
  • Weil es bei dem Stahl jedoch erforderlich ist, die Wärmebehandlung durch Abschrecken und Anlassen auszuführen, um die hohe Härte zu erhalten, ergeben sich in der Hinsicht Probleme, dass zum Erhalten eines vorgesehenen Gegenstands zahlreiche Schritte erforderlich sind, dass die Herstellungsschritte kompliziert werden und dass die Wärmebehandlungsverformung, die während des von einer hohen Temperatur ausgeführten Abschreckens ausgeführt wird, gross ist. Weil der Stahl Ferner einen verhältnismäßig großen Anteil Kohlenstoff enthält, ist seine Schweißbarkeit nicht unbedingt gut. Die Untersuchungen wurden an Stahl nach JIS-SUS631 ausgeführt, der als ein Stahl eines Typs wohlbekannt ist, bei dem eine Martensitumwandlung durch Kaltverformung auftritt. Bei Stahl nach JIS-SUS631 ist es möglich, eine Härte von etwa 490 HV durch Ausführen einer Wärmebehandlung mit einer Lösung, einer Kaltverformung und einer Alterung zu erhalten. Bei Stahl nach JIS-SUS631 treten jedoch in der Hinsicht Probleme auf, dass seine Eigenschaften, wie seine Härte usw., sehr empfindlich für die Zusammensetzung und die Bedingungen der Wärmebehandlung sind, so dass die Änderung der Eigenschaften leicht auftritt.
  • Ferner ist es möglich, eine hohe Härte durch Kaltverformung austenitischer Stähle in der Art der Stähle gemäß JIS-SUS 304 und JIS-SUS 201 zu erhalten. Weil bei den austenitischen Stählen die Austenitphase eine stabile Phase ist, wird jedoch selbst in einem Fall, in dem eine intensive Kaltverformung ausgeführt wird, nur ein Teil der Austenitphase in einen spannungsinduzierten Martensit umgeformt, und es verbleibt ein großer Teil der Austenitphase als die durch Bearbeiten zu härtende Austenitphase, so dass das Problem auftritt, dass es unmöglich ist, eine ausreichend hohe Härte zu erhalten.
  • Die Aufgabe der Erfindung besteht darin, einen Treibriemen aus spannungsinduziertem Martensitstahl bereitzustellen.
  • Im allgemeinen geschieht bei einem Stahl mit einer hohen Zugfestigkeit ein Ermüdungsbruch durch auftretende Risse, die an der Oberfläche des Stahls beginnen, und durch das Ausbreiten der Risse, falls ein Ermüdungsbruch in einem niedrigen Zyklusbereich auftritt, wie in Japanese Mechanical Society Theses, Band A64, S. 2536 bis 2541 offenbart ist. Weiterhin ist es bekannt, dass in einem sehr hohen Zyklusbereich über 107 Zyklen, die herkömmlich als Ermüdungsgrenze angesehen werden, der Ermüdungsbruch nicht an der Oberfläche des Stahls sondern an Einschlüssen beginnt, die im Inneren des Stahls vorhanden sind.
  • Beim herkömmlichen als Martensit aushärtenden Stahl ist bekannt, dass Einschlüsse, die die internen Anfangspunkte des Ermüdungsbruchs werden, aus TiN (oder Ti(C, N)) bestehen. Demgemäß wird davon ausgegangen, dass durch möglichst weitgehende Verringerung von TiN (oder Ti(C, N)) das Niveau der Ermüdungsfestigkeit erhöht wird, und dass ein kein Ti enthaltender hochfester Stahl eine hohe Ermüdungsfestigkeit aufweist.
  • Demgemäß haben die Erfinder einen Treibriemen aus spannungsinduzierten martensitischen Stähle angestrebt, bei denen eine hohe Härte ohne Verwendung von Ti erhalten werden kann, das ein die Ausfällung verstärkendes Element ist. Bei dem spannungsinduzierten martensitischen Stahl ändern sich die Eigenschaften jedoch leicht ähnlich dem Fall des vorstehend erklärten Stahls gemäß JIS-SUS631. Insbesondere tritt bei Stahl nach JIS-SUS631 der Nachteil auf, dass seine Schweißbarkeit infolge 1 Massen-% darin enthaltenen Aluminiums geringer ist, und es ergibt sich der Vorteil, dass eine hohe Härte erhalten werden kann, ohne kostspieliges Co hinzuzufügen, das bei dem als Martensit aushärtenden Stahl verwendet wird, wodurch sein Preis stark verringert werden kann. Weil Ferner bei Stahl nach JIS-SUS631 eine plastische Kaltverformung verwendet wird, um eine hohe Härte und eine Oberflächenbearbeitung zu erhalten, ergibt sich der weitere Vorteil, dass kein Anlassen erforderlich ist, das im Fall des vorstehend erwähnten Martensitstahls von einer hohen Temperatur ausgeführt wird, so dass eine Wärmebehandlungsverformung auftritt.
  • Demgemäß haben die Erfinder verschiedene Legierungselemente und ihre Anteile untersucht, wodurch die vorstehend in JIS-SUS631 erklärten Nachteile beseitigt werden können und die vorstehend erklärten Vorteile maximiert werden können, und sie haben herausgefunden, dass es durch Hinzufügen bestimmter Legierungselemente, die jeweils einen geeigneten Anteil des spannungsinduzierten martensitischen Stahls auf weisen, durch Hinzufügen von Alterungshärtungselementen, wie Mo und Cu usw. und durch Ausführen einer Alterung nach einer plastischen Kaltverformung möglich wird, eine weiter verbesserte hohe Festigkeit zu erhalten.
  • Die Erfinder haben weitere Untersuchungen angestellt, um einen spannungsinduzierten martensitischen Stahl zu erhalten, der eine so hohe Festigkeit, Härte und Ermüdungsfestigkeit bereitstellen kann, dass er zum Herstellen eines Treibriemens verwendbar ist, der in einem kontinuierlich veränderlichen Getriebe eines Kraftfahrzeugs verwendet wird und dadurch die vorliegende Erfindung gemacht. Die Erfindung ist in Anspruch 1 definiert; wahlweise Merkmale sind in den Unteransprüchen dargelegt.
  • Gemäß einem ersten Aspekt der Erfindung ist ein spannungsinduzierter martensitischer Stahl mit hoher Härte und hoher Ermüdungsfestigkeit vorgesehen, der in Massen-% im wesentlichen aus 0,01 bis 0,10% C, nicht mehr als 3,0% Si, mehr als 5,0, jedoch nicht mehr als 10,0% Mn, 1,0 bis 12,0% Ni, 4 bis 18% Cr, Mo und wahlweise W bei einer Gesamtmenge an Mo + 1/2W von 0,1 bis 4,0%, von einschließlich 0 bis höchstens 5,0% Cu, von einschließlich 0 bis höchstens 0,15% N, nicht mehr als 0,10% Al, nicht mehr als 0,005% O, Rest Eisen besteht, bei einem "A"-Wert, der definiert ist als "A" = Ni + 0,65Cr + 0,98Mo + 0,49W + 1,05Mn + 0,35Si + Cu + 12,6(C + N)mit der Bedingung dass ein nicht zugesetztes Element im Bereich von 13 bis 27% als Null berechnet wird, wobei der Stahl nach Kaltverformung im Austenit eine Martensitphase von nicht weniger als 30 Vol.-% aufweist.
  • Gemäß einem zweiten Aspekt der Erfindung ist ein spannungsinduzierter martensitischer Stahl mit hoher Härte und hoher Ermüdungsfestigkeit vorgesehen, der in Massen-% im wesentlichen aus 0,01 bis 0,10% C, nicht mehr als 3,0% Si, mehr als 5,0, jedoch nicht mehr als 7,0% Mn, 3,0 bis 11,0% Ni, 4 bis 16% Cr, Mo und wahlweise W bei einer Gesamtmenge an Mo + 1/2W von 0,5 bis 3,0%, von einschließlich 0 bis höchstens 4,0% Cu, von einschließlich 0 bis höchstens 0,15% N, nicht mehr als 0,05% Al, nicht mehr als 0,005% O, Rest Eisen besteht, bei einem "A"-Wert, der definiert ist als "A" = Ni + 0,65Cr + 0,98Mo + 0,49W + 1,05Mn + 0,35Si + Cu + 12,6(C + N) (1)mit der Bedingung dass ein nicht zugesetztes Element im Bereich von 19 bis 25% als Null berechnet wird, wobei der Stahl nach Kaltverformung im Austenit eine Martensitphase von nicht weniger als 30 Vol.-% aufweist.
  • Gemäß einem dritten Aspekt der Erfindung ist ein spannungsinduzierter martensitischer Stahl mit hoher Härte und hoher Ermüdungsfestigkeit vorgesehen, der in Massen-% im wesentlichen aus 0,01 bis 0,10% C, weniger als 1,0% Si, mehr als 5,0, jedoch nicht mehr als 7,0% Mn, 3,0 bis 11,0% Ni, 4 bis 16% Cr, Mo und wahlweise W bei einer Gesamtmenge an Mo + 1/2W von 0,5 bis 3,0%, von einschließlich 0 bis höchs tens 4,0% Cu, von einschließlich 0 bis höchstens 0,15% N, nicht mehr als 0,05% Al, nicht mehr als 0,005% O, Rest Eisen besteht, bei einem "A"-Wert, der definiert ist als "A" = Ni + 0,65Cr + 0,98Mo + 0,49W + 1,05Mn + 0,35Si + Cu + 12,6(C + N) (1)mit der Bedingung dass ein nicht zugesetztes Element im Bereich von 19 bis 24% als Null berechnet wird, wobei der Stahl nach Kaltverformung im Austenit eine Martensitphase von nicht weniger als 30 Vol.-% aufweist.
  • Gemäß einem vierten Aspekt der Erfindung ist ein spannungsinduzierter martensitischer Stahl mit hoher Härte und hoher Ermüdungsfestigkeit vorgesehen, wobei der Stahlzusammensetzung gemäß einem der obigen drei Aspekte der Erfindung mindestens eines der Elemente V, Ti und Nb in einer Gesamtmenge von nicht mehr als 0,2% zugesetzt ist.
  • Gemäß einem fünften Aspekt der Erfindung ist ein spannungsinduzierter martensitischer Stahl mit hoher Härte und hoher Ermüdungsfestigkeit vorgesehen, wobei der Stahlzusammensetzung gemäß einem der obigen vier Aspekte der Erfindung wahlweise mindestens eines der Elemente B, Mg und Ca in einer Gesamtmenge von nicht mehr als 0,10% zugesetzt ist.
  • Gemäß einem sechsten Aspekt der Erfindung ist ein Stahlband aus einem spannungsinduzierten martensitischen Stahl mit hoher Härte und hoher Ermüdungsfestigkeit gemäß einem der obigen fünf Aspekte der Erfindung vorgesehen, das auf seiner mit einer Restdruckspannung versehen Oberfläche mit einer Nitridschicht versehen ist.
  • Gemäß einem siebten Aspekt der Erfindung ist ein Stahlband aus einem spannungsinduzierten martensitischen Stahl mit hoher Härte und hoher Ermüdungsfestigkeit gemäß einem der obigen fünf Aspekte der Erfindung vorgesehen, das eine Vickers-Härte nicht unter 455 aufweist.
  • Bei dem aus einem erfindungsgemäßen spannungsinduzierten martensitischen Stahl bestehenden Stahlband lässt sich auf seiner Oberfläche durch geeignete Nitrierung eine Nitridschicht ausbilden und in der Oberfläche eine Restdruckspannung vorsehen.
  • BESCHREIBUNG BEVORZUGTER AUSFÜHRUNGSFORMEN DER ERFINDUNG
  • Erfindungsgemäß ist es erforderlich, den Anteil des zugesetzten Ni, Cr, Mo, W, Mn, Si, Cu, C und N zu optimieren, wodurch die Leichtigkeit der Umwandlung von Verformungsmartensit bzw. von spannungsinduziertem Martensit bereitgestellt wird und wobei es sich um Elemente zum Erhalten hoher Härte handelt.
  • Hinsichtlich der Elemente Ni, Cr, Mo, W, Mn, Si, Cu, C und N ist es erforderlich, nicht nur den Gehalt von jedem dieser Elemente auf den begrenzten Bereich zu beschränken, sondern auch dafür zu sorgen, dass die Elemente die nachstehend offenbarte Gleichung (1) erfüllen.
  • Der in Gleichung (1) definierte "A"-Wert bedeutet erfindungsgemäß ein Ni-Äquivalent, und es handelt sich dabei um einen wichtigen Index, dessen Wert die Leichtigkeit des Auftretens der spannungsinduzierten Martensitphase beeinflusst. Beim "A"-Wert wird der Koeffizient entsprechend der Wirkung von jedem der Elemente, die die Leichtigkeit des Auftretens des spannungsinduzierten Martensits beeinflussen, mit dem Massenprozentsatz von jedem der Elemente multipliziert, und ihre Gesamtwerte werden gebildet.
  • Bei dem erfindungsgemäßen Stahl tritt in einem Fall, in dem der "A"-Wert kleiner als 13 ist, ein großer Anteil der Martensitphase auf, wenn das Kühlen nach der Wärmebehandlung mit einer Lösung geschieht, und der Anteil des durch die spannungsinduzierte Umwandlung auftretenden Martensits nimmt ab, so dass es schwierig wird, eine ausreichende Härte zu erhalten. Andererseits wird die Austenitphase in einem anderen Fall, in dem der "A"-Wert 27 übersteigt, übermäßig stabil, was dazu führt, dass es schwierig wird, den durch eine plastische Kaltverformung entstehenden spannungsinduzierten Martensit zu erhalten, so dass keine ausreichende Härte erhalten werden kann. Demgemäß ist der "A"-Wert auf den Bereich von 13 bis 27% beschränkt. Vorzugsweise liegt der "A"-Wert im Bereich von 19 bis 25% und besonders bevorzugt im Bereich von 19 bis 24%.
  • Die Funktion jedes der in dem erfindungsgemäßen Stahl enthaltenen Elemente wird nachstehend erklärt.
  • Kohlenstoff (C) ist ein Element zum Bilden des Austenits und ist wirksam, um die austenitische Struktur nach der Wärmebehandlung mit einer Lösung zu erhalten. Ferner ist C wirksam, um die während der Kaltverformung durch eine spannungsinduzierte Umwandlung auftretende Martensitstruktur zu verstärken und um die Härte dadurch zu erhöhen. In einem Fall, in dem mehr als 0,10% C zugesetzt wird, wird C jedoch in der Matrix gelöst, was dazu führt, dass die Austenitphase zu stabil wird, so dass sich die spannungsinduzierte Umwandlung nur schwer herbeiführen lässt und die Bearbeitungshärtung beträchtlich wird, so dass die Kaltverformung erschwert wird. Andererseits kann in einem anderen Fall, in dem C kleiner als 0,01% ist, nach der Kaltverformung nicht nur die ausreichende Härte nicht erhalten werden, sondern es tritt auch Delta-Ferrit auf, wodurch die Härte und die Warmbearbeitbarkeit beeinträchtigt werden. Demgemäß ist der C-Gehalt auf 0,01 bis 0,10% begrenzt.
  • Silicium (Si) wird in einem geringen Anteil zur Deoxidation zugesetzt. Selbst wenn mehr als 3,0% Si zugesetzt werden, ergibt sich keine zusätzliche Wirkung, so dass der Si-Gehalt auf höchstens 3,0% begrenzt und vorzugsweise kleiner als 1,0% ist.
  • Mangan (Mn) ist ein Austenit bildendes Element und ist wirksam, um die austenitische Struktur nach der Wärmebehandlung mit einer Lösung zu erhalten. Ferner kann zum Steuern des durch den "A"-Wert definierten Ni-Äquivalents Mn einen Teil von Ni ersetzen, so dass ein großer Anteil von Mn enthalten sein kann, das verglichen mit Ni kostengünstig ist, so dass sich der Vorteil ergibt, dass die Herstellungskosten des Stahls verringert werden können. Zusätzlich erhöht Mn die Festlöslichkeit des in der Austenitphase gelösten Stickstoffs und erleichtert das Hinzufügen von Stickstoff. Insbesondere ermöglicht Mn ein stabiles Hinzufügen von Stickstoff (so dass Fehler beim Gießen infolge von Stickstoff reduziert werden). Bei mit Stickstoff versetzten Stählen ist es erforderlich, den Mn-Gehalt zu erhöhen, wenn jedoch mehr als 10,0% Mn zugesetzt werden, wird die Kaltverformbarkeit verschlechtert, und wenn in einem anderen Fall höchstens 5,0% zugesetzt werden, kann die Wirkung nicht in ausreichendem Maße erhalten werden. Demgemäß ist der Mn-Gehalt auf mehr als 5,0%, jedoch höchstens 10,0% begrenzt. Vorzugsweise beträgt er mehr als 5,0%, jedoch höchstens 7,0%.
  • Nickel (Ni) ist ein Austenit-bildendes Element ähnlich Mn und ist wirksam, um die austenitische Struktur nach der Lösungs-Wärmebehandlung zu erhalten. Weniger als 1,0% Ni kann die Wirkung nicht in ausreichendem Maße erhalten, mehr als 12,0% machen die austenitische Phase jedoch so stabil, dass sich die spannungsinduzierte Martensitumwandlung nur schwer erhalten lässt, so dass es schwierig wird, eine ausreichende Härte zu erhalten. Demgemäß ist der Ni-Gehalt auf 1,0 bis 12,0% und vorzugsweise 3,0 bis 11,0% begrenzt.
  • Chrom (Cr) ist ein wichtiges Element zum Erhalten des spannungsinduzierten Martensits. Bei weniger als 4,0% Cr wird die Austenitphase zu stabil, und wenn mehr als 18,0% Cr zugesetzt werden, tritt leicht Delta-Ferrit auf, so dass die Warmbearbeitbarkeit verschlechtert ist. Demgemäß ist der Cr-Gehalt auf 4,0 bis 18,0% und vorzugsweise 4,0 bis 16,0% begrenzt.
  • Molybdän (Mo) ist ein Element, durch das sich eine Erhöhung der Festigkeit des spannungsinduzierten Martensits erhalten lässt und auch die Alterungshärtung nach der Kaltverformung erreichen lässt. Demgemäß wird Mo vorzugsweise als ein unerlässliches Element zugesetzt.
  • Durch Wolfram (W) lässt sich die Festigkeit ähnlich Mo erhöhen; die Wirkung von W ist jedoch klein, sofern ausschließlich W zugesetzt wird. Wenn demgemäß W zugesetzt wird, wird W so zugesetzt, dass ein Teil von Mo (entsprechend 1/2W) ersetzt wird. Wenn (Mo + 1/2W) kleiner als 0,1% ist, lässt sich die Festigkeit nicht erhöhen; ist jedoch (Mo + 1/2W) größer als 4,0%, so tritt leicht Delta-Ferrit auf, so dass die Warmbearbeitbarkeit und die Kaltverformbarkeit beeinträchtigt werden. Demgemäß ist (Mo + 1/2W) auf 0,1 bis 4,0% und vorzugsweise 0,5 bis 3,0% begrenzt.
  • Kupfer (Cu) macht den Bearbeitungshärtungsexponenten des Austenits klein, wodurch die Kaltverformbarkeit verbessert wird. Ferner erhöht Cu die Festigkeit durch seine Alterungsausfällung, die während der nach der Kaltverformung ausgeführten Alterung auftritt. Da das Hinzufügen von Cu in einem Anteil von mehr als 5,0% keine weitere Verbesserung der Wirkung hervorruft, sondern die Warmbearbeitbarkeit verschlechtert, ist Cu auf höchstens 5,0% begrenzt. Vorzugsweise beträgt der Cu-Gehalt höchstens 4,0%. Wenn der Stahl jedoch nur durch Kaltverformung gehärtet wird, kann eine ziemlich hohe Härte erhalten werden, indem kein Cu zugesetzt wird. Demgemäß kann der Cu-Gehalt 0% betragen.
  • Stickstoff (N) ist in der Austenitphase und der Martensitphase gelöst, wodurch die Härte und der Bearbeitungshärtungsexponent erhöht werden; N bewirkt somit, dass die Härtung infolge Kaltverformung groß wird und die Härtung infolge der Dehnungsalterung bei der Alterungsbehandlung groß wird. Werden jedoch mehr als 0,15% N zugesetzt, so wird die Unversehrtheit des Stahlbarrens beeinträchtigt und die Produktivität bei der Herstellung des Stahls verringert, so dass der N-Gehalt auf höchstens 0,15% begrenzt ist. Ferner ist in einem Fall, in dem der Stahl geschweißt wird, ein niedriger N-Gehalt bevorzugt, weil ein großer Anteil zugesetzten Stickstoffs die Schweißbarkeit beeinträchtigt, und es sollte kein Stickstoff zugesetzt werden (0% N).
  • Es wird ein kleiner Anteil Aluminium (Al) zum Deoxidieren zugesetzt. Weil Al2O3-Einschlüsse beträchtlich werden, wenn mehr als 0,10% Al zugesetzt werden, ist Al auf höchstens 0,10% und vorzugsweise höchstens 0,05% begrenzt.
  • Sauerstoff (O) ist eine Verunreinigung, die Oxideinschlüsse bildet, wodurch die Zähigkeit und Ermüdungsfestigkeit des Stahls verringert werden. Demgemäß ist O auf höchstens 0,005% und vorzugsweise höchstens 0,003%, begrenzt.
  • Vanadium (V), Titan (Ti) und Niob (Nb) müssen nicht unbedingt zugesetzt werden, es werden dadurch jedoch Primärcarbide gebildet, wodurch feine Kristallkörner hervorgerufen werden, wodurch die Härte und Dehnbarkeit des Stahls erhöht werden. Demgemäß können bei Bedarf eine oder mehrere Arten dieser Elemente zugesetzt werden. Wenn die eine oder die andere Art der Elemente in einem Anteil von insgesamt mehr als 0,2% zugesetzt werden, treten Nitrideinschlüsse auf, welche die Ermüdungsfestigkeit beeinträchtigen, und die Kaltverformbarkeit wird durch grobe Primärcarbide beeinträchtigt. Der Gehalt der einen oder mehreren Arten der Elemente wird auf insgesamt höchstens 0,2% begrenzt.
  • Ferner brauchen Bor (B), Magnesium (Mg) und Kalzium (Ca) nicht unbedingt zugesetzt zu werden; es werden dadurch jedoch Oxide oder Sulfide gebildet, wodurch der Anteil in den Kristallkorngrenzen abgesonderten Schwefels und Sauerstoffs verringert wird, so dass dadurch die Warmbearbeitbarkeit verbessert wird. Demgemäß können nach Bedarf eine oder mehrere Arten der Elemente zugesetzt werden. Durch Hinzufügen eines Gesamtanteils von mehr als 0,10% der einen oder der mehreren Arten kann keine weitere Verbesserung der Wirkung erzielt werden; vielmehr wird der Reinheitsindex des Stahls verringert, wodurch die Warmbearbeitbarkeit und die Kaltverformbarkeit beeinträchtigt werden. Demgemäß ist der Gesamtanteil der einen oder mehreren Arten von B, Mg und Ca auf höchstens 0,10% begrenzt.
  • In bezug auf Phosphor (P) und Schwefel (S), welche Verunreinigungen sind, ergeben sich keine Probleme, sofern die bei einem gewöhnlichen Schmelzprozess eingemischten Niveaus von P und S betrachtet werden, und es ist zum Aufrechterhalten einer guten Korrosionsbeständigkeit und guten Warmbearbeitbarkeit bevorzugt, dass die Anteile von P und S auf höchstens 0,04% bzw. höchstens 0,02% verringert werden.
  • Selbst wenn der Stahl die vorstehend erklärten Bestandteile mit den begrenzten Anteilen enthält, ist es nicht möglich, dass er die beabsichtigte hohe Härte und die hohe Ermüdungsfestigkeit erhält. Das heißt, dass es erforderlich ist, die spannungsinduzierte Martensitphase zu erzeugen, indem die Kaltverformung des Stahls, wie Kaltwalzen, Kaltziehen oder Kaltschmieden, ausgeführt wird. Beträgt die nach der Kaltverformung auftretende Martensitphase weniger als 30 Vol.-%, so ist es unmöglich, ausreichende Härte und Ermüdungsfestigkeit zu erhalten. Demgemäß ist der Volumenprozentsatz der nach der Kaltverformung auftretenden Martensitphase auf höchstens 30% begrenzt.
  • Wenn das Stahlband unter Verwendung des erfindungsgemäßen Stahls gebildet wird, können hohe Härte und hohe Ermüdungsfestigkeit durch Kaltverformung des Stahls erhalten werden. Durch Einstellen des Martensitanteils auf einen vorgesehenen Wert nach der geeigneten Kaltverformung ist es möglich, eine Vickers-Härte von mindestens 455 zu erreichen.
  • Ferner kann beim Stahlband aus dem erfindungsgemäßen Stahl nach Bedarf eine Alterung bei einer Temperatur von 400 bis 600°C nach der Kaltverformung ausgeführt werden, so dass sich seine Dehnbarkeits- und Federeigenschaften verbessern lassen, ohne die Härte zu beeinträchtigen.
  • Ferner kann bei dem erfindungsgemäßen Stahl eine Nitrierung ausgeführt werden, ohne die Härte zu verkleinern. Wird der erfindungsgemäße Stahl zu einem Band geformt und unter geeigneten Bedingungen nitriert, so dass das Band beispielsweise auf einen Treibriemen angewendet werden kann, der als ein Teil des kontinuierlich veränderlichen Getriebes eines Kraftfahrzeugs verwendet wird, so kann auf dem Band eine Nitridschicht mit einer Dicke von 20 bis 40 μm gebildet werden, im wesentlichen ohne dass Nitrid gebildet wird, wodurch eine große Restdruckbeanspruchung auf die Oberfläche ausgeübt werden kann und weiter eine hohe Ermüdungsfestigkeit erhalten werden kann. Wenngleich es bevorzugt ist, dass das Niveau der an der Oberfläche auftretenden Restdruckbeanspruchung hoch ist, ist es möglich, sie durch geeignetes Steuern der Dicke und der Härte der Nitridschicht zu steuern.
  • BEARBEITUNGSBEISPIELE
  • Die Erfindung wird nachstehend anhand von Bearbeitungsbeispielen erklärt. Zuerst wurden Stahlbarren, die jeweils eine Masse von etwa 10 kg aufwiesen, durch Schmelzen unter Verwendung eines Vakuumschmelzens erhalten, wobei ihre chemischen Zusammensetzungen in Tabelle 1 dargestellt sind. In Tabelle 1 gehören die Stähle 1 bis 15 zu dem erfindungsgemäßen Stahl, wobei bei den Stählen 1 bis 15 der "A"-Wert und der nach der Kaltverformung erhaltene Anteil der Martensitphase in den erfindungsgemäßen begrenzten Zahlenbereich fallen, die Stähle 31 bis 36 Vergleichsstähle sind, bei denen der "A"-Wert und/oder der nach der Kaltverformung erhaltene Anteil der Martensitphase außerhalb des erfindungsgemäßen begrenzten Zahlenbereichs liegt, und der Stahl 37 ein Stahl gemäß JIS-SUS 420 J" ist, der zu den herkömmlichen abgeschreckten und angelassenen Stählen gehört.
  • Durch Warmschmieden und Warmwalzen der Stähle 1 bis 37 wurde ein Blech mit einer Dicke von 2 mm erhalten, das dann nach einem Erwärmen auf 1050°C einer Wärmebehandlung in Lösung unterzogen wurde und anschließend in Luft gekühlt wurde. Danach wurde zum Erhalten eines Stahlstreifens ein Kaltwalzen bei einer Walzreduktion von 50 bis 70% ausgeführt, und der sich ergebende Stahlstreifen wurde einer Alterungsbehandlung bei etwa 450°C unterzogen. Der Stahl 36 wurde von 950°C abgeschreckt und dann bei 300°C angelassen.
  • Der Anteil der Martensitphase wurde durch das Röntgenbeugungsverfahren gemessen. Die Härte wurde durch Messen der Vickers-Härte in Längsrichtung des kaltgewalzten Blechs erhalten. Zum Feststellen der Ermüdungsfestigkeit wurden blechartige Teststücke verwendet, die jeweils eine Dicke von 0,2 mm und eine Breite von 10 mm aufwiesen, und es wurden Biegeermüdungstests bei einer wiederholten Biegerate von 1000 cpm bei einem Biegewinkel von ±25° ausgeführt, während die Längenspanne geändert wurde, und es wurde die Ermüdungsfestigkeit bei einer Anzahl von 1 × 107 Zyklen erhalten.
  • Figure 00110001
  • Figure 00120001
  • Figure 00130001
  • Wie aus Tabelle 2 hervorgeht, weist jeder der erfindungsgemäßen Stähle 1 bis 15 nach der Kaltverformung eine hohe Vickers-Härte von mindestens 455 auf. Überdies hat nach dem Ergebnis des Biegeermüdungstests jeder der erfindungsgemäßen Stähle eine hohe Ermüdungsfestigkeit von mindestens 800 MPa.
  • Andererseits sind bei jedem der Vergleichsstähle 31 bis 36 und dem herkömmlichen Stahl 37, bei denen der "A"-Wert und der Anteil der nach der Kaltverformung auftretenden Martensitphase außerhalb des erfindungsgemäß begrenzten Zahlenbereichs liegen, die Eigenschaften der Härte und der Ermüdungsfestigkeit, die beim Biegeermüdungstest erhalten werden, schlechter als bei den erfindungsgemäßen Stählen. Insbesondere ist bei den Vergleichsstählen 32 bis 35, bei denen sowohl der "A"-Wert als auch der Anteil der Martensitphase außerhalb des erfindungsgemäß begrenzten Bereichs liegen, die Härte gering, und es ist unmöglich, die erfindungsgemäß vorgesehene hohe Härte zu erhalten.
  • Ferner liegt bei den erfindungsgemäßen Stählen die Vickers-Härte auf einem niedrigen Niveau von höchstens 350, so dass ihre Kaltverformbarkeit gut ist und sich die Kaltverformung leicht ausführen lässt.
  • Zusätzlich ist es durch eine Nitrierbehandlung bei einer unterhalb der Alterungstemperatur liegenden Temperatur nach der Alterung oder durch Ausführen der auch als Alterung dienenden Nitrierbehandlung möglich, eine Nitridschicht mit einer Dicke von etwa 20 bis 40 μm zu bilden, und die Ermüdungsfestigkeit kann wegen des Effekts der Restdruckspannung an der Oberfläche des Stahls infolge des Nitrierens bis auf etwa 300 MPa weiter erhöht werden.
  • Wie vorstehend erläutert, lässt sich der spannungsinduzierte martensitische Stahl wegen seiner hohen Härte und überlegenen Ermüdungsfestigkeit zur Herstellung von in kontinuierlich veränderlichen Getrieben von Kraftfahrzeugen einsetzbaren Treibriemen verwenden, die hohe Härte und hohe Ermüdungsfestigkeit aufweisen müssen und über ausgedehnte Gebrauchsdauer einsatzfähig sind. Der Treibriemen hat überlegene Eigenschaften und wird als Teil des kontinuierlich veränderlichen Getriebes eines Kraftfahrzeugmotors verwendet. Demgemäß lassen sich mit der Erfindung erhebliche industrielle Vorteile erzielen.

Claims (4)

  1. Treibriemen für kontinuierlich variable Übertragung, mit einem Grundmaterial aus einem Verformungsmartensit-Stahl, der, auf die Masse bezogen, besteht aus: 0,01 bis 0,10% C, nicht mehr als 3,0% Si, mehr als 5,0, jedoch nicht mehr als 10,0% Mn, 1,0 bis 12,0% Ni, 4 bis 18% Cr, Mo und wahlweise W bei einer Gesamtmenge an Mo + 1/2W von 0,1 bis 4,0%; von einschließlich 0 bis höchstens 5,0% Cu, von einschließlich 0 bis höchstens 0,15% N, nicht mehr als 0,10% Al, nicht mehr als 0,005% O, wahlweise mindestens eines der Elemente V, Ti und Nb in einer Gesamtmenge von nicht mehr als 0,2%, jedoch nicht weniger als 0,02%; und/oder wahlweise mindestens eines der Elemente B, Mg und Ca in einer Gesamtmenge von nicht mehr als 0,10%; und Rest, abgesehen von Verunreinigungen, Eisen, wobei der Stahl einen "A"-Wert aufweist, der definiert ist als "A" = Ni + 0,65Cr + 0,98Mo + 0,49W + 1,05Mn + 0,35Si + Cu + 12,6(C + N)mit der Bedingung dass ein nicht zugesetztes Element im Bereich von 13 bis 25% als Null berechnet wird, wobei der Stahl nach Kaltverformung im Austenit eine Martensitphase von nicht weniger als 30 Vol.-% und wobei der Treibriemen eine Ermüdungsfestigkeit von nicht weniger als 800 MPa aufweist.
  2. Treibriemen nach Anspruch 1, wobei in dem Stahl der Mn-Gehalt mehr als 5,0, jedoch nicht mehr als 7,0% beträgt, der Ni-Gehalt 3,0 bis 11,0% beträgt, der Cr-Gehalt weniger als 4, jedoch nicht mehr als 16% beträgt, der Gehalt an (Mo + 1/2W) nicht weniger als 0,5, jedoch nicht mehr als 3,0%, beträgt, der Cu-Gehalt im Bereich von 0 oder mehr bis 4,0% liegt, der Al-Gehalt nicht mehr als 0,05% beträgt, und der Wert "A" im Bereich von 19 bis 25% liegt.
  3. Treibriemen nach Anspruch 1, wobei in dem Stahl der Gehalt an Si weniger als 1,0% beträgt, der Mn-Gehalt mehr als 5,0, jedoch nicht mehr als 7,0%, beträgt, der Ni-Gehalt 3,0 bis 11,0% beträgt, der Cr-Gehalt nicht weniger als 4, jedoch nicht mehr als 16%, beträgt, der Gehalt an (Mo + 1/2W) nicht weniger als 0,5, jedoch nicht mehr als 3,0%, beträgt, der Cu-Gehalt im Bereich von 0 oder mehr bis 4,0% liegt, der Al-Gehalt nicht mehr als 0,05% beträgt, und der Wert "A" im Bereich von 19 bis 24% liegt.
  4. Treibriemen nach einem der vorhergehenden Ansprüche mit einer Nitridschicht auf seiner mit einer Restdruckspannung versehen Oberfläche.
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