DE60030175T2

DE60030175T2 - Automatenlegierung

Info

Publication number: DE60030175T2
Application number: DE2000630175
Authority: DE
Inventors: Kiyohito Ishida; Katsunari Oikawa; c/o Tohoku Tokushuko K.K. Takashi Ebata; Takayuki Inoguchi; Tetsuya Shimizu; Michio Okabe
Original assignee: Daido Steel Co Ltd; Tohoku Tokushuko KK; Tohoku Techno Arch Co Ltd; Japan Research Industries and Industrial Technology Association (JRIA)
Current assignee: Daido Steel Co Ltd; Tohoku Tokushuko KK; Tohoku Techno Arch Co Ltd; Japan Research Industries and Industrial Technology Association (JRIA)
Priority date: 1999-09-03
Filing date: 2000-09-01
Publication date: 2007-08-30
Anticipated expiration: 2020-09-02
Also published as: DE60029063D1; DE60029063T2; DE60029261D1; EP1431411B1; EP1431410A1; EP1431409A1; DE60029260T2; EP1431412B1; EP1085105B1; DE60029260D1; DE60029364D1; DE60030175D1; EP1431411A1; DE60029364T2; EP1085105A2; DE60029261T2; EP1431412A1; EP1431409B1; EP1085105A3; EP1431410B1

Description

Stand der Technik
Die vorliegende Erfindung betrifft Automatenlegierungen, die ausgezeichnet sind in der maschinellen Bearbeitbarkeit.
Legierungen haben vielfältige Anwendungen aufgrund einer Vielzahl von Eigenschaften. Eine Automatenlegierung, welche ausgezeichnet hinsichtlich der maschinellen Bearbeitbarkeit ist, wird in einem Fall ausgewählt für die Verbesserung der Produktivität. Um die maschinelle Bearbeitbarkeit zu verbessern wird beispielsweise eine Automatenlegierung, die ein die maschinelle Bearbeitbarkeit verbesserndes Element, wie S, Pb, Se oder Bi (nachstehend als das die maschinelle Bearbeitbarkeit verbessernde Element bezeichnet) enthält, weitreichend verwendet. Insbesondere in einem Fall, in dem die maschinelle Bearbeitbarkeit aufgrund einer präzisen Endbehandlung in der Bearbeitung oder aus anderen Gründen besonders erforderlich ist, wird nicht nur der Gehalt eines solchen die maschinelle Bearbeitbarkeit verbessernden Elements in einer Legierung erhöht, sondern die Elemente werden ebenso zu einer Legierung in Kombination zugesetzt.
Während S, welches für die Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit weitreichend verwendet wurde, in vielen Fällen in der Form von MnS zugegeben wird, bedingt dessen Zugabe zu einer Legierung in einer großen Menge eine Verschlechterung der Korrosionsbeständigkeit, der Warmformbarkeit und der Kaltformbarkeit der Legierung. Darüber hinaus wird eine in die Legierung eingefügte Schwefelkomponente in die Umgebung in Form eines schwefelhaltigen Gases freigesetzt, welches in den Umgebungsgebieten der Teile leicht eine Schwefelkontamination hervorruft, wenn die Legierung Luft ausgesetzt wird. Daher besteht eine Notwendigkeit an der Verhinderung der Freisetzung von schwefelhaltigem Gas (nachstehend als die Verbesserung in der Abgasbeständigkeit bezeichnet). Elemente, wie S, Se und Te, verschlechtern jedoch die magnetischen Eigenschaften in einem elektromagnetischen Edelstahl oder ähnlichem sehr stark.
Daher wurden verschiedene Vorschläge unterbreitet: der Mn-Gehalt wird begrenzt, der Cr-Gehalt im Sulfid wird erhöht, oder, im Fall der Anwesenheit von S, wird Ti in Kombination mit S zugesetzt, um das Sulfid in Kugelform zu dispergieren (siehe beispielsweise die JP-A-98-46292 oder die JP-A-81-16653). Die Erhöhung des Cr- Gehalts im Sulfid kann jedoch zu einer starken Verminderug der maschinellen Bearbeitbarkeit und der Warmformbarkeit führen, und daher ist eine solche Legierung in vielen Fällen in ihrer Anwendung begrenzt.
R. Kiessling et al. "Non metallic inclusions in steel", 1978 betrifft Sulfideinschlüsse in Stahl.
Die GB 1 519 313 betrifft eine Edelstahllegierung und einen Ferrit-Automatenstahl mit ausgezeichneter maschineller Bearbeitbarkeit und hoher Korrosionsbeständigkeit.
Folglich ist es ein Ziel der vorliegenden Erfindung, eine Automatenlegierung bereitzustellen, welche ausgezeichnet ist in der maschinellen Bearbeitbarkeit, die hervorragende Eigenschaften als Legierung zeigt, wie Korrosionsbeständigkeit, Warmformbarkeit und Kaltformbarkeit oder spezifische magnetische Eigenschaften, welche mit denen von konventionellen Legierungen vergleichbar sind.
Zusammenfassung der Erfindung
Um die obengenannte Aufgabe zu lösen, ist eine Automatenlegierung der vorliegenden Erfindung durch eine Automatenlegierung nach Anspruch 1 gekennzeichnet. "(Ti, Zr)" bedeutet ein oder beide aus Ti und Zr.
Die maschinelle Bearbeitbarkeit einer Legierung kann durch Bilden der oben beschriebenen (Ti, Zr)-basierten Verbindung in einer Matrixmetallphase der Legierung verbessert werden. Darüber hinaus kann durch Bilden dieser Verbindung in der Legierung die Bildung von Verbindungen, wie MnS und (Mn,Cr)S, welche leicht die Korrosionsbeständigkeit und Warmformbarkeit der Legierung vermindern, verhindert oder diesem vorgebeugt werden, wodurch die Korrosionsbeständigkeit, Warmformbarkeit und Kaltformbarkeit auf einem ausreichend guten Niveau gehalten werden kann. Das bedeutet, dass gemäß der vorliegenden Erfindung eine Automatenlegierung realisiert werden kann, welche hinsichtlich der maschinellen Bearbeitbarkeit ausgezeichnet ist, ohne dass nützliche Legierungseigenschaften, wie die Härte, Korrosionsbeständigkeit, Warmformbarkeit, Kaltformbarkeit und spezifische magnetische Eigenschaften, beeinträchtigt werden.
Darüber hinaus ist eine in der Automatenlegierung der vorliegenden Erfindung gebildete (Ti, Zr)-basierte Verbindung in der Legierungsstruktur verteilt. Die maschi nelle Bearbeitbarkeit einer Legierung kann weiter erhöht werden insbesondere durch Verteilen bzw. Dispergieren der Verbindung in einer Legierungsstruktur. Um diesen Effekt zu erhöhen liegt die Teilchengröße der (Ti, Zr)-basierten Verbindung, wie sie in der Struktur eines polierten Abschnitts der Legierung beobachtet wird, vorzugsweise beispielsweise ungefähr in dem Bereich von 0,1 bis 30 μm im Durschnitt, und darüber hinaus liegt ein Flächenverhältnis der Verbindung in der Struktur vorzugsweise in dem Bereich von 1 bis 20%, worin die Teilchengröße durch den maximalen Abstand zwischen zwei parallelen Linien, welche ein zu betrachtendes Teilchen umgeben, definiert ist, wenn die parallelen Linien derartig gezeichnet sind, dass sie sich in einem Bereich einschließlich des zu betrachtenden Teilchens schneiden, während die Richtung der parallelen Linien geändert wird.
Die oben beschriebene (Ti, Zr)-basierte Legierung kann mindestens eine Verbindung einschließen, die gemäß der Zusammensetzungsformel (Ti,Zr)₄(S,Se,Te)₂C₂ (nachstehend ebenso als Carbosulfid/Selenid bezeichnet) ausgedrückt ist, worin ein oder mehrere von Ti und Zr in der Verbindung enthalten sein können und worin ein oder mehrere von S, Se und Te in der Verbindung enthalten sein können. Durch Ausbildung einer Verbindung in der Form der oben beschriebenen Zusammensetzungsformel kann nicht nur die maschinelle Bearbeitbarkeit einer Legierung verbessert werden, sondern ebenso die Korrosionsbeständigkeit erhöht werden.
Es sollte verstanden werden, dass die Identifizierung einer (Ti, Zr)-basierten Verbindung in einer Legierung mittels Röntgenbeugung (beispielsweise einem Diffraktometer-Verfahren), einem Elektronen-Sonden-Mikroanalyse-Verfahren (electron probe microanalysis method, EPMA) und einer ähnlichen Technik erfolgen kann. Beispielsweise kann die Anwesenheit oder Abwesenheit der Verbindung (Ti,Zr)₄(S,Se,Te)₂C₂ dadurch bestätigt werden, ob ein der Verbindung entsprechender Peak in dem durch ein Röntgendiffraktometer gemessenen Beugungsmuster auftritt oder nicht. Darüber hinaus kann ein Bereich in der Legierungsstruktur, in dem die Verbindung gebildet wird, ebenso durch Vergleich zwischen zweidimensionalen Mapping-Ergebnissen von charakteristischen Röntgenintensitäten von Ti, Zr, S, Se und C, die durch eine auf einer Abschnittsstruktur der Legierung durchgeführten Oberflächenanalyse durch EPMA erhalten werden, angegeben werden.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
Die 1 stellt einen Graph dar, welcher ein Röntgenbeugungsmuster eines erfindungsgemäßen Stahlprüflings der Nummer 5 im Experiment des Beispiels 1 (Referenz) zeigt;
2 ist ein Graph, welcher die EDX-Analyseergebnisse des Prüflings der Nummer 2 der zweiten Auswahlerfindung in Beispiel 2 zeigt;
3 ist eine optische Mikroskopaufnahme der Stahlprüflinge der Nummern 2 und 13 der zweiten Auswahlerfindung in Beispiel 2;
4 ist eine Darstellung, welche die Messpunkte für den Härtetest in Beispiel 2 zeigt;
5 stellt einen Graph dar, welcher ein Beispiel eines Schaeffler-Diagramms zeigt;
6 ist eine optische Mikroskopaufnahme des Referenz-Stahlprüflings der Nummer 5 in Beispiel 1 (Referenz);
7 ist ein Graph, welcher die Abhängigkeiten der Löslichkeitsprodukte von der Temperatur der Komponenten von TiO, TiN, Ti₄C₂S₂, TiC, TiS und CrS in γ-Fe zeigt.
Bevorzugte Ausführungsformen der Erfindung
Die vorliegende Erfindung wird ganz konkret bei einer als Edelstahl konstituierten Legierung angewendet. In diesem Fall enthält solch eine Legierung vorzugsweise ein oder mehrere aus Ti und Zr, sodass W_Ti + 0,52W_Zr = 0,03 bis 3,5 Massen-% erfüllt ist, worin W_Ti und W_Zr den jeweiligen Gehalt in Massen-% von Ti und Zr angeben; und ein oder mehrere aus S und Te in den jeweiligen Bereichen von 0,01 bis 1,0 Massen% für S und 0,01 bis 0,8 Massen-% für Se, um eine (Ti, Zr)-basierte Verbindung ohne jegliche Verschlechterung in den Edelstahleigenschaften zu bilden.
Der Grund, warum die Elemente und deren Gehalte derartig ausgewählt sind, lautet wie folgt:
(1) Der Ti- und Zr-Gehalt, welcher derartig definiert ist, dass W_Ti + 0,52W_Zr = 0,03 bis 3,5 Massen-% ist, worin W_Ti und W_Zr die jeweiligen Gehalte in Massen-% von Ti und Zr bedeuten
Ti und Zr sind unverzichtbare Elemente zur Ausbildung einer (Ti, Zr)-basierten Verbindung, welche in der Ausübung des Effekts der Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit einer Automatenlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung eine zentrale Rolle spielen. Wenn der Wert von W_Ti + 0,52W_Zr unterhalb von 0,03 Massen-% liegt, wird die (Ti, Zr)-basierte Verbindung in ihrer Menge unzureichend ausgebildet, wodurch die Wirkung der Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit unzureichend wird. Auf der anderen Seite ist beim Überschreiten des Wertes die maschinelle Bearbeitbarkeit im Gegensatz dazu vermindert. Aus diesem Grund muss der Wert von W_Ti + 0,52W_Zr auf 3,5 Massen-% oder weniger gedrückt werden. Der obige Effekt, welcher sich zeigt, wenn Ti und Zr in eine Legierung eingefügt werden, wird durch die Summe der Anzahl der Atome (oder die Summe der Anzahl der Molzahlen) ohne Rücksicht auf die Arten der Metalle Ti oder Zr bestimmt. Da das Verhältnis zwischen den Atomgewichten annähernd 1:0,52 beträgt, zeigt Ti mit einem kleineren Atomgewicht einen größeren Effekt bei einer geringeren Masse. Folglich stellt der Wert von W_Ti + 0,52W_Zr einen Zusammensetzungsparameter dar, welcher die Summe der Atomzahlen von in einer Legierung enthaltendem Zr und Ti reflektiert.
(2) Ein oder mehrere aus S und Se in den jeweiligen Bereichen von 0,01 bis 1 Massen-% für S und 0,01 bis 0,8 Massen-% für Se
S und Se sind für die Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit nützliche Elemente. Durch die Zugabe von S und Se zu einer Legierung wird in der Legierungsstruktur eine für die Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit nützliche Verbindung gebildet (beispielsweise eine (Ti, Zr)-basierte Verbindung, welche in der Form einer Zusammensetzungsformel (Ti,Zr)₄(S,Se)₂C₂ ausgedrückt wird). Folglich betragen die Gehalte an S und Se als obere Grenze 0,01 Massen-%. Wenn die Gehalte extrem groß sind, besteht die Möglichkeit, dass ein Problem hinsichtlich der Verschlechterung der Warmformbarkeit auftritt, und folglich müssen die oberen Grenzen eingehalten werden: Der S-Gehalt wird auf 1 Massen-% eingestellt, und der Se-Gehalt wird auf 0,8 Massen-% als jeweilige obere Grenzen eingestellt. Darüber hinaus werden S und Se beide vorzugsweise zu einer Legierung in der notwendigen und ausreichenden Menge zugesetzt, um eine die maschinelle Bearbeitbarkeit der Legierung verbessernde Verbindung auszubilden, wie die oben beschriebene (Ti, Zr)-basierte Verbindung. Eine überschüssige Zugabe von S resultiert in der Verschlechterung der Abgasbeständigkeit.
Eine Automatenlegierung der vorliegenden Erfindung, welche als Edelstahl ausgebildet ist, stellt einen Martensit-haltigen Edelstahl dar (nachstehend als zweite Auswahlerfindung bezeichnet), worin die Zusammensetzung der Automatenlegierung der vorliegenden Erfindung wie folgt lautet:
Die Automatenlegierung kann enhalten: 2 Massen-% oder weniger, einschließlich null, Ni; 9 bis 17 Massen-% Cr; und C, welches die folgenden Formeln erfüllt: 0,375(WS + 0,4WSe) < WC ≤ 1,5 Formel Aund 0,125(WTi + 0,52WZr) < WC ≤ 1,5 Formel B,worin W_C, W_S und W_Se die jeweiligen Gehalte an C, S und Se in Massen-% bezeichnen und W_Ti und W_Zr wie oben definiert sind.
Martensit-Edelstahl wird in vielen Fällen in Geräten und Teilen verwendet, welche eine Härte und Korrosionsbeständigkeit als Eigenschaften erfordern. Da die Härte von Martensit-Edelstahl durch eine Quench-Wärmebehandlung erhöht wird, gab es den Fall, wo eine Bearbeitung in einem geglühten Zustand durchgeführt wurde und anschließend ein Quenchen und Tempern durchgeführt wurde, sodass die Verarbeitbarkeit verbessert war. Jedoch wurden in diesem Fall in dem Edelstahl durch die Quench-Wärmebehandlung eine Spannung erzeugt, und daher musste die Bearbeitung in dem Fall nach der Quench-Wärmebehandlung durchgeführt werden, wenn ein Präzisionsverarbeiten vorgesehen war. Darüber hinaus kam es zu einem für Martensit-haltige Edelstähle spezifischen Problem, dass nicht nur die Korrosionsbeständigkeit, Warmformbarkeit und ähnliches, sondern ebenso die Abschreckbarkeit bzw. Quenchfähigkeit verschlechtert wurde, wenn zur Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit die maschinelle Bearbeitbarkeit verbessernde Elemente, wie S, Se, Pb und Bi dem Edelstahl zugesetzt wurden. Auf diese Weise wurde nur eine unzureichende Härte erzielt. Es sollte verstanden werden, dass Martensit-haltiger Edelstahl ein generischer Begriff für Edelstähle darstellt, welche eine Martensit-Phase in der Matrix durch eine Quench-Wärmebehandlung bzw. eine Abschreckhärtungsbehandlung ausbildet.
Als Beispiele für Zusammensetzungen von Martensit-haltigen Edelstählen können genannt werden: entsprechende Arten von Edelstählen, wie SUS 403, SUS 410, SUS 410S, SUS 420J1, SUS 420J2, SUS 429J1, SUS 440C und ähnliches, welche sämtliche innerhalb der JIS G 4304 gezeigt sind. Darüber hinaus sollte verstanden werden, dass in der vorliegenden Erfindung wärmbeständiger Martensit-Stahl derartig gehandhabt wird, dass er vom Begriff unter Martensit-haltigen Edelstahl fällt. Als Beispiele für eine Zusammensetzung von wärmebeständigem Martensit-Stahl können entsprechende Arten von Stählen genannt werden, deren Zusammensetzungen in der JIS G 4311 und der G 4312 definiert sind, wie SUH 1, SUH 3, SUH 4, SUH 11, SUH 600 und SUH 616. Jedoch ist keines der Elemente Ti, Zr, S und Se als essentielle Merkmale der vorliegenden Erfindung in den in dem Standard beschriebenen Zusammensetzungen ausdrücklich erwähnt. In diesem Fall sollte verstanden werden, dass ein Teil des Fe-Gehalts einer jeden der oben beschriebenen Edelstahlarten durch die oben beschriebenen Elemente in den jeweiligen oben beschriebenen Zusammensetzungen ersetzt ist. Auf diese Weise wird der Martensit-haltige Edelstahl der vorliegenden Erfindung erhalten. Während in der Beschreibung der vorliegenden Erfindung dieselben JIS-Nummern verwendet werden, bedeuten diese daher eigentlich Legierungen, welche für die vorliegende Erfindung spezifisch sind, wobei die Legierungen Zusammensetzungen aufweisen, die in den JIS-Standards lediglich als eine Basis definiert sind.
Da Martensit-haltiger Edelstahl sich bei einer Martensit-Transformationstemperatur (Ms-Punkt) verändert und die Quenchfähigkeit bzw. Abschreckbarkeit von den darin enthaltenen Komponenten abhängt, muss den Bereichen der enthaltenen Komponenten Aufmerksamkeit geschenkt werden. Aus diesem Grund müssen die Bereiche der Komponenten in dem Gehalt der oben beschriebenen (Ti, Zr)-basierten Verbindung derartig eingestellt werden, sodass die folgenden Bedingungen berücksichtigt werden: Erstens werden die Gehalte der Komponenten möglichst derartig bestimmt, dass eine (Ti, Zr)-basierte Verbindung nicht in einem derartigen Überschuss gebildet wird, dass die Martensit-Bildungstemperatur (Ms-Punkt) und die Quenchfähigkeit beeinträchtigt werden. Da die in der (Ti, Zr)-basierten Verbindung enthaltenen Atome annähernd keinen Einfluss auf die Eigenschaften des Edelstahls, wie die Härte der Martensit-Phase und deren Quenchfähigkeit, ausüben, wird angenommen, dass die Elemente, welche durch Ausschließen der Menge der in der (Ti, Zr)-basierten Verbindung enthaltenen Elemente von den ursprünglich in dem Martensit-haltigen Edelstahl zugesetzten Elemente (nachstehend als Restelemente) übrig bleiben, in fester Lösung in der Matrixphase gelöst sind und die Restelemente einen Einfluss auf die Martensit-Umwandlung ausüben. Dementsprechend werden die Bereiche des Gehalts der jeweiligen Elemente vorzugsweise eingestellt, wobei der Einfluss auf die Martensit-Umwandlung unter Verwendung eines kontinuierlichen Kühltransformationsdiagramms von Edelstahl mit einer Zusammensetzung, welche zu der Zusammensetzung der Restelemente analog ist, beachtet wird. Insbesondere wird der C-Gehalt derartig eingestellt, dass die oben beschriebenen Formeln A und B erfüllt sind, da C einen großen Einfluss auf die Martensit-Umwandlung ausübt. Als ein Ergebnis wird nicht nur die maschinelle Bearbeitbarkeit verbessert, sondern ebenso die Härte nach dem Quenchen, die Quenchfähigkeit und ähnliches wird mit konventionellen Martensit-haltigen Edelstählen kompatibel.
Nachstehend wird der Grund beschrieben, warum die Komponenten und deren Gehalte in der zweiten Auswahlerfindung der vorliegenden Erfindung, welche als Martensit-haltiger Edelstahl ausgebildet sind, derartig ausgewählt und beschränkt sind:
(3) 2 Massen-% oder weniger, einschließlich null, Ni
Nickel kann je nach Bedarf zugesetzt werden, da das Element zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit, insbesondere in der Umgebung einer reduzierenden Säure, wirksam ist. Überschüssige Zugabe vermindert jedoch nicht nur die Martensit-Transformationstemperatur (Ms-Punkt), sondern erhöht auch die Stabilität der Austenit-Phase der Matrix-Phase in hohem Ausmaß, wodurch es zu einem Fall kommt, in dem die Menge an Martensit, die zur Sicherstellung der Härte notwendig ist, kaum erhalten werden kann. Darüber hinaus wird die Härte nach dem Glühen groß, wodurch ein durch den Ni-Überschuss hervorgerufener Feststofflösungshärtungseffekt gebildet wird, der gelegentlich die Eigenschaften, wie die maschinelle Bearbeitbarkeit, senkt. Aus dem oben beschriebenen Grund besitzt der Ni-Gehalt eine obere Grenze von 2 Massen-%.
(4) 9 bis 17 Massen-% Cr
Cr ist ein unabdingbares Element zur Sicherstellung der Korrosionsbeständigkeit und wird in einer Menge von 9 Massen-% oder mehr zugesetzt. Wenn jedoch der Gehalt 17 Massen-% überschreitet, ist die Phasenstabilität beeinträchtigt, und dadurch kommt es leicht zu einer Hochtemperaturbrüchigkeit, was zu einer schlechten Warmformbarkeit führt. Darüber hinaus wird angenommen, dass mit steigendem Gehalt die Widerstandsfähigkeit bzw. Härte abnimmt. Insbesondere wenn ein Cr im Überschuss enthaltener Edelstahl eine ausgiebige Wärmebehandlung bei einer Temperatur im mittleren Bereich von 400 bis 540°C erfährt, geht die Widerstandsfähigkeit bei Raumtemperatur leicht verloren. Ein Cr-Gehalt ist daher wünschenswerter Weise auf den Bereich von 11 bis 15 Massen-% und besonders bevorzugt auf den Bereich von 12 bis 14 Massen-% eingestellt.
Darüber hinaus kann die Automatenlegierung der zweiten Auswahlerfindung der vorliegenden Erfindung, welche als Martensit enthaltender Edelstahl ausgebildet ist, enthalten: 2 Massen-% oder weniger, einschließlich null, Si; 2 Massen-% oder weniger, einschließlich null, Mn; 2 Massen-% oder weniger, einschließlich null, Cu; und 2 Massen-% oder weniger, einschließlich null, Co. Zusätzlich können die Automa tenlegierungen weiterhin ein oder mehrere aus Mo und W in den jeweiligen Bereichen von 0,1 bis 4 Massen-% für Mo und 0,1 bis 3 Massen-% für W enthalten.
Nachstehend wird der Grund beschrieben, warum die Elemente und deren Gehalte wie folgt definiert sind:
(5) 2 Massen-% oder weniger, einschließlich null, Si
Si wird als Deoxidationsmittel für Stahl zugesetzt. Die Zugabe von Si im Überschuss ist jedoch unerwünscht, weil nicht nur die Kaltformbarkeit verschlechtert wird, sondern ebenso die Bildung von δ-Ferrit in der Menge steigt, wodurch die Warmformbarkeit des Stahls abnimmt. Darüber hinaus nimmt der Ms-Punkt im Überschuss ab im Fall eines Martensit-haltigen Edelstahls. Dementsprechend weist der Si-Gehalt die Obergrenze von 2 Massen-% auf. In einem Fall, bei dem die Kaltformbarkeit als besonders wichtig erachtet wird, ist der Si-Gehalt vorzugsweise auf 0,5 Massen-% oder weniger, einschließlich null, eingestellt.
(6) 2 Massen-% oder weniger, einschließlich null, Mn
Mn wirkt als Deoxidationsmittel für Stahl. Zusätzlich besteht die Notwendigkeit der Zugabe, wenn die maschinelle Bearbeitbarkeit als besonders wichtig erachtet wird, da es eine zur Erhöhung der maschinellen Bearbeitbarkeit in Koexistenz mit S oder Se nützliche Verbindung darstellt. Auf der anderen Seite beeinflusst es die Kaltformbarkeit nachteilig, da MnS insbesondere die Korrosionsbeständigkeit verschlechtert, und darüber hinaus nimmt der Ms-Punkt stark ab in einem Martensit-haltigen Edelstahl. Daher besitzt der Mn-Gehalt eine Obergrenze von 2 Massen-%. Insbesondere wenn die Korrosionsbeständigkeit und die Kaltformbarkeit als wichtig erachtet werden wird der Mn-Gehalt vorzugsweise auf 0,4 Massen-% oder weniger, einschließlich null, begrenzt.
(7) 2 Massen-% oder weniger, einschließlich null, Cu
Cu kann je nach Erfordernis zugesetzt werden, da das Element zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit, insbesondere in der Umgebung einer reduzierenden Säure, wirksam ist. Vorzugsweise sind 0,3 Massen-% oder mehr enthalten, um einen deutlicheren Effekt zu erzielen. Im Überschuss nimmt jedoch nicht nur die Warmformbarkeit ab, sondern in einem Martensit-haltigen Edelstahl nimmt der Ms-Punkt ab und die Quenchfähigkeit ist ebenso beeinträchtigt, wohingegen es bevorzugt ist, dass der Cu-Gehalt auf 2 Massen-% oder weniger, einschließlich null, eingestellt wird. Insbesondere wenn die Warmformbarkeit als wichtig erachtet wird ist es besonders bevorzugt, den Cu-Gehalt auf 0,5 Massen-% oder weniger, einschließlich null, zu drücken.
(8) 2 Massen-% oder weniger, einschließlich null, Co
Co ist ein zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit, insbesondere in der Umgebung einer reduzierenden Säure, wirksames Element und kann zusätzlich zu Martensit-haltigem Edelstahl je nach Bedarf zugesetzt werden, da Co den Ms-Punkt erhöht und die Quenchfähigkeit verbessert. Ein Gehalt von Co von 0,3 Massen-% oder mehr ist bevorzugt, um deutlichere Effekte zu erzielen. Bei überschüssiger Zugabe nimmt jedoch nicht nur die Warmformbarkeit ab, sondern die Rohmaterialkosten steigen. Daher ist es bevorzugt, den Gehalt von Co in dem Bereich von 2 Massen-% oder weniger, einschließlich null, einzustellen. Insbesondere wenn die Warmformbarkeit und die Verminderung der Rohmaterialkosten als wichtig erachtet werden beträgt der Gehalt an Co besonders bevorzugt 0,5 Massen-% oder weniger, einschließlich null.
(9) Ein oder mehrere aus Mo und W in den jeweiligen Bereichen von 0,1 bis 4 Massen-% für Mo und 0,1 bis 3 Massen-% für W
Da Mo und W die Korrosionsbeständigkeit und Festigkeit weiter erhöhen können, können die Elemente je nach Bedarf zugesetzt werden. Die unteren Grenzen beider betragen 0,1%, wo deren Wirkungen deutlich zu beobachten sind. Auf der anderen Seite wird nicht nur die Warmformbarkeit bei überschüssiger Zugabe verschlechtert, sondern in einem Martensit-haltigen Edelstahl nimmt der Ms-Punkt stark ab, und darüber hinaus sind die Kosten erhöht. Daher betragen die Obergrenzen von Mo und W jeweils 4 Massen-% und 3 Massen-%.
In dem oben beschriebenen Martensit-haltigen Edelstahl betragen die Gehalte an anderen Elementen wie folgt: der Edelstahl kann enthalten: 0,05 Massen-% oder weniger P; und 0,03 Massen-% O; und 0,05 Massen-% oder weniger N. Darüber hinaus können die Edelstähle weiterhin ein oder mehrere aus Te, Bi und Pb in den jeweiligen Bereichen von 0,005 bis 0,1 Massen-% für Te; 0,01 bis 0,2 Massen-% für Bi; und 0,01 bis 0,3 Massen-% für Pb enthalten. Nachstehend wird der Grund beschrieben, warum die Elemente und deren Gehalte wie folgt definiert sind:
(10) 0,05 Massen-% oder weniger, einschließlich null, P
P wird segregiert an den Korngrenzen und erhöht nicht nur die intergranuläre Korrosionssensibilität, sondern reduziert ebenso gelegentlich die Festigkeit. Daher ist ein P-Gehalt vorzugsweise so niedrig wie möglich eingestellt und beträgt 0,05 Massen-% oder weniger, einschließlich null. Obwohl der P-Gehalt besonders bevorzugt auf 0,03 Massen-% oder weniger, einschließlich null, eingestellt wird, kann sich eine mehr als notwendige Verminderung in dem Gehalt in erhöhten Produktionskosten Wiederspiegeln.
(11) 0,03 Massen-% oder weniger, einschließlich null, O
O kombiniert mit Ti oder Zr, welche beide konstituierende Elemente einer zur Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit nützliche Verbindung darstellen, und bildet Oxide, welche zur Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit nicht nützlich sind, aus. Daher sollte ein O-Gehalt so niedrig wie möglich gehalten werden und auf 0,03 Massen-% als Obergrenze eingestellt werden. Der O-Gehalt beträgt vorzugsweise 0,01 Massen-% oder weniger, sofern dies in Betracht einer Erhöhung der Produktionskosten möglich ist.
(12) 0,05 Massen-% oder weniger, einschließlich null, N
N kombiniert mit Ti oder Zr, welche beide konstituierende Elemente einer zur Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit nützlichen Verbindung darstellen, und bildet Nitride, welche zur Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit nicht nützlich sind. Daher sollte ein N-Gehalt so niedrig wie möglich gehalten werden und auf 0,05 Massen-% als Obergrenze eingestellt werden. Der N-Gehalt beträgt vorzugsweise 0,03 Massen-% oder weniger, einschließlich null, und besonders bevorzugt 0,01 Massen-%, sofern dies in Betracht einer Erhöhung der Produktionskosten möglich ist.
(13) Ein oder mehrere aus Te, Bi und Pb in den jeweiligen Bereichen von 0,005 bis 0,1 Massen-% für Te; 0,01 bis 0,2 Massen-% für Bi; und 0,01 bis 0,3 Massen-% für Pb
Da Te, Bi und Pb die maschinelle Bearbeitbarkeit weiter verbessern können, können die Elemente zugesetzt werden, wenn dies erforderlich ist. Deren Untergrenzen, bei denen die entsprechenden Effekte deutlich erkennbar sind, lauten wie folgt: 0,005 Massen-% für Te; 0,01 Massen-% für Bi und 0,001 Massen-% für Pb jeweils. Auf der anderen Seite sind die Obergrenzen wie folgt eingestellt: 0,1 Massen-% Te; 0,2 Massen-% Bi; und 0,3 Massen-% Pb, da eine überschüssige Zugabe die Warmformbarkeit reduziert.
Darüber hinaus kann die Automatenlegierung der vorliegenden Erfindung, welche als Edelstahl ausgebildet ist, ein oder mehrere aus der Gruppe, bestehend aus Ca, Mg, B und REM (ein oder mehrere der als Gruppe 3A in dem Periodensystem der Elemente klassifizierten Metallelemente) in dem Bereich von 0,0005 bis 0,01 Massen-% für ein Element oder als Gesamtgehalt in dem Fall von zwei oder mehreren Elementen enthalten. Die Elemente sind nützlich zur Verbesserung der Warmformbarkeit des Stahls. Der Effekt der Verbesserung der Warmformbarkeit, welcher durch Zugabe der Elemente erhältlich ist, wird besonders deutlich in dem Bereich von 0,0005 Massen-% oder höher für ein Element oder als Gesamtgehalt von mehr als einem Element in Kombination. Auf der anderen Seite, wenn die Elemente im Überschuss zugesetzt werden, ist die Wirkung gesättigt, und die Warmformbarkeit wird im Gegenteil vermindert. Folglich ist der Gehalt eines einzelnen Elements oder der Gesamtgehalt der kombinierten Elemente auf 0,01 Massen-% als Obergrenze eingestellt. Als REM ist es sinnvoll, ein oder mehrere aus der aus Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu bestehenden Gruppe ausgewählte Elemente von diesem Standpunkt zu verwenden, da Elemente mit niedriger Radioaktivität leicht zu handhaben sind, wenn sie hauptsächlich verwendet werden. Es ist wünschenswert, die leichten Seltenerdelemente zu verwenden, insbesondere La oder Ce aus der Sicht eines deutlichen Effekts und Preises. Jedoch kommt es zu keinerlei Problemen beim Einmischen einer Spur von radioaktiven Seltenerdelementen, wie Th und U, welche unvermeidbar in einem Verfahren zur Abtrennung von Seltenerdelementen verbleiben ohne ausgeschlossen zu werden. Darüber hinaus können vom Standpunkt der Verringerung der Rohmaterialkosten nicht abgetrennte Seltenerdelemente, wie Mischmetall (Cermischmetall) und Didymium, verwendet werden.
Eine Automatenlegierung der vorliegenden Erfindung, welche als Edelstahl ausgebildet ist, kann ein oder mehrere, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Nb, V, Ta und Hf in dem jeweiligen Bereich von 0,01 bis 0,5 Massen-% enthalten. Da Nb, V, Ta und Hf eine Wirkung hinsichtlich der Ausbildung von Carbonitriden zur Miniaturisierung von kristallinen Teilchen des Stahls und zur Erhöhung der Festigkeit aufweisen. Folglich können die Elemente in dem jeweiligen Gehalt von bis zu 0,5 Massen-% zugesetzt werden und sind vorzugsweise in 0,01 Massen-% oder mehr in dem Bereich enthalten.
Eine Automatenlegierung der vorliegenden Erfindung, welche als der oben beschriebene Edelstahl ausgebildet ist, kann einen W_SO-Wert enthalten, welcher geringer als 0,035 Massen-% ist, sofern der folgende Test durchgeführt wird: ein Legierungsteststück der Automatenlegierung wird derartig hergestellt, dass es die Form eines rechteckigen Prismas der Größe von 15 mm in der Länge, 25 mm in der Breite und 3 mm in der Dicke aufweist, wobei die Gesamtoberfläche mit einem Schmirgelpapier der Nr. 400 poliert wurde; eine Silberfolie der Größe von 10 mm in der Länge, 5 mm in der Breite und 0,1 mm in der Dicke mit einer Reinheit von 99,9% oder mehr als S-Getter; 0,5 cm³ reines Wasser werden in ein Gefäß mit einem Innenvolumen von 250 cm³ zusammen mit dem Teststück versiegelt; die Temperatur in dem Gefäß wird auf 85°C erhöht, und die Temperatur wird anschließend 20 Stunden lang dort gehalten; und anschließend wird der S-Gehalt in Massen-% in der Silberfolie analysiert, wobei der erhaltene S-Gehalt als der W_SO definiert ist.
Eine (Ti, Zr)-basierte Verbindung, welche ein Merkmal der vorliegenden Erfindung darstellt, wird ausgebildet, und im Verlauf der Ausbildung wird zugesetztes S in den Edelstahl als konstituierendes Element der (Ti, Zr)-basierten Verbindung eingeschlossen, welche chemisch stabiler ist als MnS oder ähnliches. Und daher nimmt die in die Luft aus dem Edelstahl freigesetzte Menge an S ab. Folglich kann die Abgasbeständigkeit des Edelstahls ebenso durch Bildung der (Ti, Zr)-basierten Verbindung verbessert werden.
In diesem Fall, wenn der Abgasbeständigkeitstest durchgeführt wird, wird eine S-Komponente, welche aus dem Teststück als schwefelhaltiges Gas freigesetzt wird, zur Absorption in der Silberfolie als ein Getter (Aufnehmer) gezwungen, und der Schwefelgehalt W_SO in der Silberfolie wird gemessen zur quantitativen Bestimmung der Abgasbeständigkeit des Materials. Ein in der Silberfolie absorbierter S-Gehalt wird unter Verwendung des W_SO-Werts definiert und auf 0,035 Massen-% oder weniger in W_SO eingestellt. Ein Edelstahl der vorliegenden Erfindung, welcher derartig gesteuert ist, dass sein W_SO 0,035 Massen-% oder weniger beträgt, führt kaum zu einer Schwefelkontamination in der Umgebung, wenn er Luft ausgesetzt wird, da die aus dem Edelstahl in die Luft freigesetzte S-Komponente äußerst gering ist. Daher kann der Edelstahl vorzugsweise als Teile für industrielle Vorrichtungen verwendet werden, welche eine Abgasbeständigkeit erfordern.
Während ein Faktor zur Bestimmung der Abgasbeständigkeit eines Materials hauptsächlich die Zusammensetzung des Materials darstellt, ist es wünschenswert, S als Carbosulfide von Ti und Zr zur Verbesserung der Abgasbeständigkeit des Materials zu fixieren. Für diese Zwecke wird ein S-Gehalt vorzugsweise derartig bestimmt, dass ein Wert von W_S/(W_Ti + 0,52W_Zr) 0,45 oder weniger beträgt, oder alternativ ein Wert von W_S/W_C 0,4 oder weniger beträgt und W_S/(W_Ti + 0,52W_Zr) 0,45 oder weniger beträgt, worin W_S und W_C jeweils einen S-Gehalt und einen C-Gehalt bedeuten. Mit solch einem Bereich von angepassten Komponenten kann ein S-Gehalt, welcher in chemisch instabilen Bedingungen vorliegt, begrenzt werden, und auf diese Weise kann die Abgasbeständigkeit der Matrixmetallphase des Edelstahls verbessert werden.
Beispiele
Die folgenden Experimente wurden durchgeführt, um die Effekte der vorliegenden Erfindung zu bestätigen. Es sollte verstanden werden, dass in der folgenden Beschreibung die Testlegierung, welche sich auf die vorliegende Erfindung bezieht, als erfindungsgemäßer Stahl oder erfindungsgemäße Legierung oder als Auswahlerfindungsstahl oder Auswahlerfindungslegierung bezeichnet ist.
Beispiel 1: Ferrit-haltiger Edelstahl (lediglich Referenz)
Die Effekte einer Automatenlegierung, welche als Ferrit-haltiger Edelstahl ausgebildet ist (ein Referenzstahl), wurden durch das folgende Experiment bestätigt. Zuerst wurden 50 kg Stahlblöcke mit entsprechenden Zusammensetzungen in Massen-%, wie sie in Tabelle 1 gezeigt sind, in einem Hochfrequenzinduktionsofen geschmolzen, und aus den geschmolzenen Blöcken hergestellte Barren wurden von bei einer Temperatur in dem Bereich von 1050 bis 1100°C erwärmt, und die Barren wurden in heißem Zustand zu Stäben mit kreisförmigem Querschnitt von 20 mm Durchmesser geformt. Die Stäbe wurden weiter bei 800°C 1 Stunde lang erwärmt, gefolgt von Luftkühlung (Ausglühen bzw. Härten) als eine Quelle für Teststücke.
Tabelle 1
Während die Haupteinschlüsse eines Referenzstahls (Ti,Zr)₄(S,Se)₂C₂ waren, wurden andere Einschlüsse, wie (Ti,Zr)S und (Ti,Zr)S₃, in der Matrix lokal beobachtet. Darüber hinaus wurde in dem Prüfling der Nummer 7 mit einem hohen Mn-Gehalt (Mn,Cr)S beobachtet, wenn auch nur in Spurenmengen. Ein Identifikationsverfahren für die Einschlüsse wurde auf die folgende Art und Weise durchgeführt: Ein Teststück in angemessener Menge wurde aus jedem der Stäbe gewonnen. Ein Metallmatrixteil des Teststücks wurde durch Elektrolyse unter Verwendung einer Methanollösung einschließlich Tetramethylammoniumchlorid und Acetalaceton bei 10% als elektroly tische Lösung gelöst. Die elektrolytische Lösung wurde nach der Elektrolyse einer Filtration unterzogen, und nicht in dem Stahl gelöste Verbindungen wurden aus dem Filtrat extrahiert. Der Extrakt wurde getrocknet und einer chemischen Analyse durch ein Röntgenbeugungsverfahren mit einem Diffraktometer unterzogen. Eine Verbindung wurde auf der Basis der Peaks des Beugungscharts bzw. Beugungsmusters identifiziert. Eine Zusammensetzung eines Verbindungsteilchens in der Stahlstruktur wurde getrennt durch EPMA analysiert, und eine Verbindung mit einer Zusammensetzung entsprechend einer durch Röntgenbeugung beobachteten Verbindung wurde auf der Basis der Bildung von zweidimensionalen Mappingergebnissen bestätigt. Die 1 zeigt ein Röntgenbeugungsmuster eines Stahls der Nummer 5 mittels eines Diffraktometers, und die 6 ist eine optische Mikroskopaufnahme eines Stahlprüflings der Nummer 5. Darüber hinaus sind die Prüflinge der Nummern 1 bis 14 in Tabelle 1 Stahlarten, welche dem Referenzstahl entsprechen, und die Prüflinge der Nummern 15 bis 28 sind Stahlarten von Vergleichsbeispielen.
Die folgenden Experimente wurden bei den oben beschriebenen Teststücken durchgeführt:
1) Warmformbarkeitstest
Die Beurteilung der Warmformbarkeit wurde auf der Basis der optischen Betrachtung durchgeführt, je nach dem ob Defekte, wie Brüche, beim Warmformen auftreten oder nicht. [O] gibt an, dass im Wesentlichen kein Defekt beim Warmformen auftritt, [x] gibt an, dass Brüche im großen Maßstab beim Warmformen beobachtet wurden, und [Δ] gibt an, dass kleine Brüche beim Warmformen auftraten.
2) Beurteilung der maschinellen Bearbeitbarkeit
Die Beurteilung der maschinellen Bearbeitbarkeit wurde kollektiv durchgeführt auf der Basis des Schnittwiderstands bei der maschinellen Bearbeitung, der fertigen Oberflächenrauhigkeit und der Chipformen. Ein Schneidewerkzeug, welches aus Cermet hergestellt ist, wurde zur Durchführung der maschinellen Bearbeitung unter trocknen Bedingungen bei einer Umdrehungsgeschwindigkeit von 150 m/Min, einer Schneidetiefe pro Umdrehung von 0,1 mm und einer Zugaberate pro Umdrehung von 0,05 mm verwendet. Der Schnittwiderstand in N als Einheit wurde durch Messung der bei der maschinellen Bearbeitung gebildeten Schnittkraft bestimmt. Die fertige Oberflächenrauhigkeit wurde durch ein in der JIS B 0601 angegebenen Messverfahren gemessen, und der Wert daraus war die Rauigkeit (in μm Ra) auf der Teststücko berfläche nach der maschinellen Bearbeitung als arithmetisches Mittel. Darüber hinaus wurden die Chipformen optisch betrachtet und, wenn die Zerreibbarkeit bzw. Friabilität gut war, ist das Ergebnis als [G] angegeben, und, wenn die Zerreibbarkeit bzw. Friabilität schlecht war und sämtliche Chips nicht getrennt sondern teilweise verbunden waren, sind die Ergebnisse als [B] angegeben. Wenn die Beurteilung der Chipformen zwischen [G] und [B] lag, ist das Ergebnis als [I] angegeben.
3) Beurteilung der Abgasbeständigkeit
Die Beurteilung der Abgasbeständigkeit wurde durch Bestimmung der Menge an freigesetztem S durchgeführt. Ganz konkret hatten die verwendeten Teststücke eine Form eines rechteckigen Prismas von 15 mm Länge, 25 mm Breite und 3 mm Dicke, und die Gesamtoberfläche wurde jeweils mit Schmirgelpapier der Nummer 400 poliert. Ein Teststück wurde in ein verschlossenes Gefäß mit einem Innenvolumen von 250 cm³ zusammen mit einer Silberfolie mit einer Größe von 10 mm in der Länge, 5 mm in der Breite und 0,1 mm in der Dicke und 0,5 cm³ reinem Wasser gegeben, und die Temperatur in dem Gefäß wurde 20 Stunden lang bei 85°C gehalten. Der S-Gehalt W_SO in der Silberfolie nach dem Verfahren wurde für das Teststück durch ein Infrarotabsorptionsanalyseverfahren vom Verbrennungstyp gemessen.
4) Kaltformbarkeitstest
Die Beurteilung der Kaltformbarkeit wurde durch Messung der Grenzstauchung bzw. Grenzdruckverformung in einem Stauchungs- bzw. Drucktest der Prüflinge der Nummern 1 bis 5 und 13 durchgeführt. Die Teststücke für die Stauchung besaßen jeweils die Form eines Zylinders mit einem Durchmesser von 15 mm und einer Höhe von 22,5 mm, wobei ein jedes Stück durch eine 600 Tonnen Ölhydraulikpresse gestaucht wurde, um die Grenzstauchung zu erhalten, worin die Grenzstauchung definiert ist als ln (H0/H) oder den natürlichen Logarithmus von H0/H, wobei H0 die Anfangshöhe des Teststückes darstellt und H die Grenzhöhe ist, welche die maximale Höhe darstellt, bei der kein Brechen auftrat. Die Referenzlegierungen der Prüflinge der Nummern 1 bis 5 besaßen bestätigtermaßen hohe Grenzstauchungsverhältnisse, welche fast gleich waren mit dem Vergleichstahlprüfling der Nummer 15 und ungefähr 20% höher als der Vergleichstahlprüfling der Nummer 16. Ferner wiesen sie ebenso eine gute Kaltformbarkeit auf.
5) Beurteilung der Korrosionsbeständigkeit
Die Beurteilung der Korrosionsbeständigkeit wurde durch einen Salzsprühtest durchgeführt. Die Teststücke wurden jeweils derartig präpariert, dass sie die Form eines Zylinders mit einem Durchmesser von 10 mm und einer Höhe von 50 mm aufwiesen. Die gesamte Oberfläche eines jeden Teststücks wurde mit Schmirgelpapier der Nummer 400 poliert und gereinigt. Ein Teststück wurde einer Nebelatmosphäre mit 5 Massen-%iger wässriger NaCl-Lösung 96 Stunden lang bei 35°C ausgesetzt. Die endgültige Beurteilung erfolgte visuell mit dem bloßen Auge. Als Ergebnis wurde bestätigt, dass der erfindungsgemäße Stahl der vorliegenden Erfindung eine gute Korrosionsbeständigkeit behielt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 gezeigt.
Tabelle 2
Es wurde gemäß Tabelle 2 gefunden, dass der Referenzstahl hinsichtlich der Warmformbarkeit, Kaltformbarkeit und Korrosionsbeständigkeit mit herkömmlichem Ferrit-haltigem Edelstahl vergleichbar ist und darüber hinaus hinsichtlich der maschinellen Bearbeitbarkeit besser ist als herkömmlicher Ferrit-haltiger Edelstahl. Darüber hinaus wurde gemäß Tabelle 2 gefunden, dass beim Vergleich mit den Vergleichsstahlprüflingen der Nummern 16 und 18 der Referenzstahl hinsichtlich W_SO kleiner ist und in der Abgasbeständigkeit besser ist. Der Grund, warum die Stahlarten der Vergleichslegierungsprüflinge der Nummern 16 und 18 jeweils einen hohen W_SO aufwiesen, scheint darin zu liegen, dass ein Carbosulfid schwer gebildet wird, da die Stahlarten weder Ti noch Zr aufweisen, wohingegen ein S-Anteil in der Matrix außerordentlich hoch ist. In dem Vergleichslegierungsprüfling der Nummer 18 ist die Warmformbarkeit schlecht, und daher wurde die Evaluierung der maschinellen Bearbeitbarkeit nicht durchgeführt.
Beispiel 2: Martensit-haltiger Edelstahl
Das folgende Experiment wurde bei einem Martensit-haltigem Edelstahl und einem Stahl der zweiten Auswahlerfindung der vorliegenden Erfindung durchgeführt. Zuerst wurden 50 kg-Stahlblöcke der in Tabelle 3 gezeigten Zusammensetzung in Massen-% in einem Hochfrequenzinduktionsofen unter Bildung der jeweiligen Barren geschmolzen. Die Barren wurden auf eine Temperatur in dem Bereich von 1050 bis 1100°C erhitzt, sodass sie in heißem Zustand geschmiedet und zu Stäben mit jeweils kreisförmigem Querschnitt von 20 mm geformt werden konnten. Die Stäbe wurden weiter auf 750°C 1 Stunde lang erhitzt, gefolgt von Luftkühlung, sodass sie dem Test unterzogen werden konnten.
Tabelle 3
In Tabelle 3 sind die Prüflinge der Nummern 1 bis 19 Stähle der zweiten Auswahlerfindung der vorliegenden Erfindung, welche als Martensit-haltiger Edelstahl ausgebildet sind. Darüber hinaus entsprechen in den Vergleichsbeispielen die Prüflinge Edelstahl: der Prüfling der Nummer 20 entspricht SUS 410, der Prüfling der Nummer 21 entspricht SUS 416, der Prüfling der Nummer 22 entspricht SUS 420F und der Prüfling der Nummer 23 entspricht SUS 440F. Weitere Prüflinge der Nummern 24 bis 26 sind aus Edelstahl, d.h. Referenz-Prüflinge.
Während die Haupteinschlüsse des erfindungsgemäßen Stahls der vorliegenden Erfindung (Ti,Zr)₄(S,Se)₂C₂ waren, wurden andere Einschlüsse, wie (Ti,Zr)S und (Ti,Zr)S₃, in der Matrix lokal beobachtet. Darüber hinaus wurde in dem Prüfling der Nummer 9 mit einem hohen Mn-Gehalt (Mn,Cr)S beobachtet, wenn auch nur in geringen Mengen. Die Identifikation der Einschlüsse wurde auf die folgende Art und Weise durchgeführt: Ein Teststück in angemessener Menge wurde aus jedem der Stäbe gewonnen. Ein Metallmatrixteil des Teststücks wurde durch Elektrolyse unter Verwendung von Methanollösung einschließlich Tetramethylammoniumchlorid und Acetylaceton bei 10% als elektrolytische Lösung gelöst. Die elektrolytische Lösung wurde nach der Elektrolyse einer Filtration unterzogen, und nicht in dem Stahl gelöste Verbindungen wurden aus dem Filtrat extrahiert. Der Extrakt wurde getrocknet und einer chemischen Analyse mittels EDX (Energy Dispersive X-ray spectrometer) unterzogen. Eine Verbindung wurde auf der Basis der Peaks des Beugungsmusters bzw. Beugungscharts identifiziert. Die Zusammensetzung eines Verbindungsteilchens in der Stahlstruktur wurde separat durch EDX analysiert, und eine Verbindung mit einer Zusammensetzung entsprechend einer durch EDX untersuchten Verbindung wurde auf der Basis der Bildung von zweidimensionalen Mappingergebnissen bestätigt. Die 2 zeigt die Ergebnisse der EDX-Analyse von zufälligen bzw. statistischen Einschlüssen in dem Stahlprüfling der zweiten Auswahlerfindung der vorliegenden Erfindung der Nummer 2. Aus diesen Ergebnissen kann die Bildung einer (Ti, Zr)-basierten Verbindung geschlussfolgert werden. Darüber hinaus zeigt 3 eine optische Mikroskopaufnahme von Stahlprüflingen der zweiten Auswahlerfindung der vorliegenden Erfindung der Nummern 2 und 13.
Die folgenden Experimente wurden bei dem oben beschriebenen Teststück durchgeführt.
1) Warmformbarkeitstest
Die Beurteilung der Warmformbarkeit wurde auf der Basis der optischen Betrachtung durchgeführt, je nachdem ob Defekte, wie Brüche, beim Warmformen auftreten oder nicht. Während die Bearbeitbarkeit beim Warmformen auf einem Niveau verlief, bei dem die Verarbeitung ohne Problem durchgeführt werden kann, da nicht nur Einschlüsse, sondern auch die Menge an Legierungselementen zunimmt, wurde eine Verschlechterung der Bearbeitbarkeit in dem Test tendenziell beobachtet. Es wurde gefunden, dass Stahlarten der vorliegenden Erfindung, in die ein oder mehrere von Ca, B, Mg und REM eingeschlossen waren, eine gute Warmformbarkeit im Vergleich zu Stahlarten, in denen keine dieser Elemente eingeschlossen waren, aufweisen.
2) Beurteilung der maschinellen Bearbeitbarkeit
Die Beurteilung der maschinellen Bearbeitbarkeit wurde kollektiv durchgeführt auf der Basis des Werkzeugabrieb-Verlustes bei der maschinellen Bearbeitung, der fertigen Oberflächenrauhigkeit und der Chipformen. Ein aus Cermet hergestelltes Schneidwerkzeug wurde zur Bearbeitung unter Benetzungsbedingungen mittels eines wasserlöslichen Schneideöls bei einer Umdrehungsgeschwindigkeit von 120 m/Min, einer Schneidtiefe pro Umdrehung von 0,1 mm und einer Zugaberate pro Umdrehung von 0,05 mm verwendet. Der Werkzeugabrieb-Verlust wurde an einer Flanke des Schneidwerkzeugs nach 60 Minuten Bearbeitung mit μm als Einheit des Werkzeugabriebverlusts gemessen. Die letztendliche Oberflächenrauheit und Chipformen wurden mittels einem ähnlichen wie in Beispiel 1 (Referenz) beschriebenen Verfahren bestimmt.
Die folgenden Beurteilungen wurden durchgeführt, wobei ein Material eingesetzt wurde, welches Behandlungen unterzogen wurde, in denen das Material bei 980 bis 1050°C für 30 Minuten gehalten wurde, anschließend einer Quench-Wärmebehandlung unterzogen wurde und danach einer Temperbehandlung durch Halten bei 180°C für 1 Stunde, gefolgt durch Luftkühlung unterzogen wurde.
3) Härtetest
Die Messung der Härte eines Teststücks wurde auf einer C-Skala der Rockwell-Härte mittels eines Rockwell-Härtetests, welcher in der JIS Z 2245 angegeben ist, durchgeführt. Die Rockwell-Härte wurde als Mittelwert der Messungen an 5 willkürlichen Messpunkten S auf einem Kreis, welcher auf einem Querschnitt eines stabförmigen Teststücks mit kreisförmigem Abschnitt gezogen wurde, erhalten, wobei der Kreis auf dem Querschnitt gezogen wurde, welcher einen Kreis darstellt, der die Beziehung von PS = 0,25 PG erfüllt, worin G einen Punkt darstellt, welcher annähernd mit dem Mittelpunkt des Kreisabschnitts zusammenfällt, P einen willkürlichen Punkt auf dem Außenumfang des Teststücks bezeichnet und der Punkt S auf dem Liniensegment PG liegt.
4) Beurteilung der Abgasbeständigkeit
Die Beurteilung der Abgasbeständigkeit wurde ähnlich wie in Beispiel 1 (Referenz) durchgeführt.
5) Beurteilung der Korrosionsbeständigkeit
Die Beurteilung der Korrosionsbeständigkeit wurde durchgeführt mittels eines Verfahrens, welches ähnlich dem in Beispiel 1 (Referenz) ist. Teststücke wurden jeweils derartig hergestellt, dass sie eine Form eines Zylinders von 15 mm im Durchmesser und einer Höhe von 50 mm aufwiesen. Die Gesamtoberfläche eines jeden Teststücks wurde poliert. Ein jedes Teststück wurde poliert, und anschließend wurde das Teststück in einem Thermohygrostaten bei einer Temperatur von 60°C und einer relativen Feuchtigkeit von 90% RH 168 Stunden lang belassen. Ein Beurteilungsverfahren verlief derartig, dass bei Auffinden von keinem Rost das Teststück mit [A] beurteilt wurde, beim Auffinden von punktförmigen Flecken an unterschiedlichen Punkten auf dem Teststück das Teststück mit [B] beurteilt wurde, beim Auftreten von rotem Rost in einem Bereich eines Flächenverhältnisses von 5% oder weniger das Teststück mit [C] beurteilt wurde und beim Auftreten von rotem Rost in einem Bereich von größer als einem Flächenverhältnis von 5% das Teststück mit [D] beurteilt wurde. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 gezeigt.
Tabelle 4
Es ergibt sich aus Tabelle 4, dass, während in dem Edelstahl der Vergleichsprüflinge der Nummern 20 bis 23 die Härte ausreichend sichergestellt ist, die maschinelle Bearbeitbarkeit schlecht ist. Es zeigt sich weiter, dass die Prüflinge der Nummern 21 bis 23 hinsichtlich der Korrosionsbeständigkeit und der Abgasbeständigkeit unterlegen sind. Bei Vergleich eines Referenzstahls mit einem Stahl gemäß der zweiten Auswahlerfindung stellt sich heraus, dass der Referenzstahl eine verbesserte maschinelle Bearbeitbarkeit aufweist, während der Stahl gemäß der zweiten Auswahlerfindung eine erhöhte Härte, verbesserte Korrosionsbeständigkeit und verbesserte Abgasbeständigkeit zeigt. Der Grund, warum der Stahl gemäß der zweiten Auswahlerfindung im Vergleich zu dem Referenzstahl hinsichtlich der Härte verbessert ist, scheint daran zu liegen, dass der C-Gehalt die Formeln A und B erfüllt. Dadurch erfüllt ein C-Gehalt, welcher eine (Ti, Zr)-basierte Verbindung bildet, und ein C-Gehalt als Additiv ein eingestelltes Gleichgewicht, wodurch eine C-Komponente in einer Fe-basierten Matrixphase ausreichend dispergiert wird. Darüber hinaus wird der Grund, warum die Abgasbeständigkeit verbessert wurde, darin gesehen, dass S im Vergleich zu der Menge der (Ti, Zr)-basierten Verbindung, welche ausgebildet werden kann, im Überschuss zugesetzt wird.
Tabelle 2

* bedeutet "außerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfinfung"

Tabelle 4

Claims

Automatenlegierung, welche als Martensit-haltiger Edelstahl ausgebildet ist, enthaltend: 2 Massen-% oder weniger, einschließlich null, Ni; 9 bis 17 Massen-% Cr; ein oder mehrere aus Ti und Zr, sodass W_Ti + 0,52W_Zr = 0,03 bis 3,5 Massen-% erfüllt ist, worin W_Ti und W_Zr die jeweiligen Mengen in Massen-% von Ti und Zr bedeuten; und ein oder mehrere aus S und Se in den jeweiligen Bereichen von 0,01 bis 1 Massen-% für S und 0,01 bis 0,8 Massen-% für Se; und wobei C die folgenden Formeln erfüllt: 0,375(WS + 0,4WSe) < WC ≤ 1,5 Formel Aund 0,125(WTi + 0,52WZr) < WC ≤ 1,5 Formel B,worin W_Ti, W_Zr, W_C, W_S und W_Se die jeweiligen Mengen an Ti, Zr, C, S und Se jeweils in Massen-% angeben; und worin eine (Ti, Zr)-basierte Verbindung, enthaltend eine oder mehrere von Ti und Zr als eine Metall-Element-Komponente, wobei C ein unabdingbares Element als eine Bindungskomponente mit der Metall-Element-Komponente darstellt, und ein oder mehrere aus S, Se und Te in einer Matrix-Metallphase dispergiert sind; weiterhin wahlweise enthaltend: 2 Massen-% oder weniger, einschließlich null, Si; 2 Massen-% oder weniger, einschließlich null, Mn; 2 Massen-% oder weniger, einschließlich null, Cu; 2 Massen-% oder weniger, einschließlich null, Co; ein oder mehrere aus Mo und W in den jeweiligen Bereichen von 0,1 bis 4 Massen-% für Mo und 0,1 bis 3 Massen-% für W; 0,05 Massen-% oder weniger, einschließlich null, P; 0,03 Massen-% oder weniger, einschließlich null, O; 0,05 Massen-% oder weniger, einschließlich null, N; ein oder mehrere aus Te, Bi und Pb in den jeweiligen Bereichen von 0,005 bis 0,1 Massen-% für Te; 0,01 bis 0,2 Massen-% für Bi; und 0,01 bis 0,3 Massen-% für Pb; ein oder mehrere, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ca, Mg, B und REM (ein oder mehrere der in dem Periodensystem der Elemente als Gruppe 3A klassifizierten Metallelemente) in dem Bereich von 0,0005 bis 0,01 Massen-% für ein Element oder als Gesamtgehalt von mehr als einem Element in Kombination; ein oder mehrere, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Nb, V, Ta und Hf in dem jeweiligen Bereich von 0,01 bis 0,5 Massen-%, wobei der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen darstellt.
Automatenlegierung nach Anspruch 1, worin W_S/(W_Ti + 0,52W_Zr) 0,45 oder weniger beträgt, worin W_S, W_Ti und W_Zr jeweils einen S-Gehalt, einen Ti-Gehalt und einen Zr-Gehalt bezeichnen.
Automatenlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 2, worin der W_SO-Wert, welcher die Menge an freigesetztem S darstellt, geringer als 0,035 Massen-% beträgt, wenn der folgende Test durchgeführt wird: ein Legierungsteststück der Automatenlegierung wird derartig hergestellt, dass es die Form eines rechteckigen Prismas der Größe von 15 mm in der Länge, 25 mm in der Breite und 3 mm in der Dicke aufweist, wobei die Gesamtoberfläche mit einem Schmirgelpapier der Nr. 400 poliert wurde; eine Silberfolie der Größe von 10 mm in der Länge, 5 mm in der Breite und 0,1 mm in der Dicke mit einer Reinheit von 99,9% oder mehr als S-Getter; 0,5 cm³ reines Wasser werden in ein Gefäß mit einem Innenvolumen von 250 cm³ zusammen mit dem Teststück versiegelt; die Temperatur in dem Gefäß wird auf 85°C erhöht, und die Temperatur wird anschließend 20 Stunden lang dort gehalten; und anschließend wird der S-Gehalt in Massen-% in der Silberfolie analysiert, wobei der erhaltene S-Gehalt als der W_SO definiert ist.
Automatenlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, worin die Teilchengröße der (Ti, Zr)-basierten Verbindung, wie sie in der Struktur eines polierten Abschnitts in der Legierung beobachtet wird, in dem Bereich von durchschnittlich 0,1 bis 30 μm liegt und wobei weiterhin ein Flächenverhältnis der Verbindung in der Struktur in dem Bereich von 1 bis 20% liegt.