DE60101511T2

DE60101511T2 - Verfahren zur Wärmebehandlung von Stahl

Info

Publication number: DE60101511T2
Application number: DE60101511T
Authority: DE
Inventors: Kenzo Moriyama-shi Takashina; Yuji Moriyama-shi Komori; Kazuaki Kanagasaki Akashi-shi Tanaka; Masahiro Kanagasaki Akashi-shi Machida
Original assignee: MMC Kobelco Tool Co Ltd; Iwatani International Corp
Current assignee: Mitsubishi Materials Corp
Priority date: 2000-06-21
Filing date: 2001-06-20
Publication date: 2004-11-11
Anticipated expiration: 2021-06-21
Also published as: JP2002003937A; EP1167551A1; EP1167551B1; DE60101511D1; US6506270B2; US20020017345A1; JP3494958B2

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Wärmebehandlung von Stahl zum Verbessern der Maßhaltigkeit, Verschleißfestigkeit und mechanischen Eigenschaften.
Stahl wird im Allgemeinen Abschrecken unterzogen, um seine Härte zu verbessern. Aufgrund des Abschreckens wird die Struktur des zu härtenden Stahls von Austenit in Martensit umgewandelt. Es ist ebenfalls bekannt, dass abgeschreckter Stahl mit weniger zurückbehaltenem Austenit ausgezeichneter in der Maßhaltigkeit, den mechanischen Eigenschaften und der Verschleißfestigkeit (Ermüdungsbeständigkeit) ist. Nachstehend bedeutet der Begriff „Stahl mit ausgezeichneten mechanischen Eigenschaften" einen Stahl, der weniger gebrochen und gerissen ist.
Um weiterhin den zurückbehaltenen Austenit zu senken, kann der abgeschreckte Stahl anschließend einer Temper- oder Tieftemperaturbehandlung (Subzero-Treatment) unterzogen werden.
Das Tempern nutzt die Beschaffenheit des zurückbehaltenen Austenits, das leicht durch eine Hochtemperaturbehandlung in Martensit umgewandelt wird. Folglich beginnt der zurückbehaltene Austenit abzunehmen, wenn der Stahl aufgrund des Temperns auf eine befriedigend hohe Temperatur erhitzt wird. Beispielsweise beginnt im Fall von SKH51-Stahl gemäß dem Japanischen Industriestandard der zurückbleibende Austenit abzunehmen, wenn die Stahltemperatur 500°C oder höher erreicht.
Wenn der abgeschreckte Stahl jedoch bei zu hoher Tempertemperatur getempert wird, gibt es ein Problem der Abnahme der Stahlhärte, wodurch die Verschleißfestigkeit abnimmt.
Alternativ kann die Tieftemperaturbehandlung nach dem wie vorstehend beschriebenen Abschrecken ausgeführt werden. Bei der Tieftemperaturbehandlung wird der abgeschreckte Stahl schnell auf eine Temperatur unter 0°C gekühlt, wobei der zurückbleibende Austenit in dem Stahl vermindert werden kann, wodurch sich eine stark verbesserte Härte, Verschleißfestigkeit und Maßhaltigkeit (das heißt verminderte Altersverformung) für den Stahl ergibt.
Bei der Tieftemperaturbehandlung können verfestigtes Kohlendioxid (Trockeneis), flüssiges Kohlendioxid (Siedepunkt –78°C) oder flüssiger Stickstoff (Siedepunkt –196°C) als Kühlmedium angewendet werden. Außerdem kann als Tieftemperaturbehandlungsanlage jede Art verwendet werden, einschließlich Kühlarten für abgeschreckten Stahl (das heißt „zu behandelnder Stahl") mit 1) Eintauchen des zu behandelnden Stahls in flüssigen Stickstoff, 2) Eintauchen des zu behandelnden Stahls in ein Niedertemperatur-Kühlmedium, wie mit Trockeneis versetzten Ether und Alkohol, 3) Halten des zu behandelnden Stahls in einem Gefäß, dessen innere Atmosphäre mit einer Kältemaschine gekühlt wurde, und 4) Sprühen von flüssigem Stickstoff oder flüssigem Kohlendioxid direkt auf den zu behandelnden Stahl durch verflüssigte Gassprühung. Der bei der vorbestimmten niedrigen Temperatur zu behandelnde Stahl wird dann bei Raumtemperatur belassen, um die Stahltemperatur auf die gewöhnliche Temperatur zu erhöhen.
Es sollte angemerkt werden, dass auf dem technischen Gebiet der Wärmebehandlung von Stahl ein Hochleistungsstahl mit ausgezeichneter Härte, Verschleißfestigkeit und Maßhaltigkeit, insbesondere als Materialien für Präzisionsmess- und Schneidwerkzeuge und dergleichen erwünscht sind. Mit der Anwendung eines solchen Schneidwerkzeugs, das aus dem Hochleistungsstahl hergestellt ist, kann eine Vielzahl von Maschinenteilen (beispielsweise Antriebsteile, wie Antriebsgetriebe von Kraftfahrzeugen und Baumaschinen) hergestellt werden.
Wie vorstehend beschrieben, wird der Stahl üblicherweise der Tieftemperaturbehandlung unterzogen, der Tempern folgen kann, um die verbleibende Austenitmenge zu senken. Jedoch ist das Senken zum Gewinnen eines solchen Hochleistungsstahls, der ausgezeichnete Eigenschaften aufweist, nicht ausreichend. Somit wurde ein Stahl mit einer weiter gesenkten Menge an zurückbleibendem Austenit erwünscht. Zusätzlich ist das übliche Verfahren der Tieftemperaturbehandlung insofern problematisch, indem der zu behandelnde Stahl während der Behandlung möglicherweise Bruch- oder Rissbildung unterliegt.
Um das Problem zu lösen, wird von C. Waldmann in Advanced Material & Processes, Band 146, Nummer 6 (1994), Seite 63-64 ein Wärmebehandlungsverfahren vorgeschlagen. Dieses Verfahren schließt eine Tieftemperaturbehandlung ein, in dem der Stahl nicht schnell, sondern langsam auf –195°C gekühlt wird, für 20 bis 60 Stunden bei der Temperatur gehalten wird, dann auf +150°C zurückgeführt wird und langsam zur Raumtemperatur zurückkehrt. Ein weiteres Wärmebehandlungsverfahren wird von P. Strattion in Metallurgia, Band 65, Nummer 1 (1998), Seite 7-8 vorgeschlagen. Die Tieftemperaturbehandlung des weiteren Verfahrens schließt langsames Kühlen des Stahls auf –140°C mit einer Rate von 30°C/h, Halten der Temperatur für einen kurzen Zeitraum, um den zurückbleibenden Austenit des Stahls umzuwandeln und dann langsames Zurückkehren des Stahls auf Raumtemperatur ein.
Gemäß diesen vorgeschlagenen Verfahren ist es möglich, die Bruch- und Rissbildung des Stahls zu unterdrücken. Jedoch wird die verbleibende Austenitmenge nicht befriedigend gesenkt.
Barron, R. F. „Cryogenic treatment of tool steels", Precision Metalforming Association, 27027 Chardon Rd., Richmond, USA, 1996, Seite 535-548 offenbart eine kryogene Behandlung, die ein langsames Herunterkühlen auf eine Temperatur von –190°C, gefolgt von einer Zielbehandlung, Aufwärmen und Tempern einschließen.
Darüber hinaus beschreibt USP 5 259 200 ein Wärmebehandlungsverfahren, in dem ein Stahlgegenstand in ein flüssiges Stickstoffbad gesenkt wird, bis seine Temperatur etwa –70°C erreicht, Absenken in das Bad zum Kühlen des Gegenstands auf et wa –196°C, Herausheben aus dem Bad und wiederum Hängen über dem Bad, um ihn langsam etwa –70°C erreichen zu lassen und erwärmen lassen auf bis zu Raumtemperatur.
Gemäß diesem Verfahren ist es, obwohl die Bruch- und Rissbildung unterdrückt werden kann, schwierig, den verbleibenden Austenit gleichförmig in der Oberfläche des unteren Teil des Gegenstands zu senken. Dadurch kann eine große Menge des zurückbleibenden Austenits örtlich in dem Gegenstand verbleiben.
Die vorliegende Erfindung wird im Lichte dieser Probleme begreiflich und es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ein Wärmebehandlungsverfahren für Stahl bereitzustellen, das in der Lage ist, die Gesamtheit des verbleibenden Austenits umzuwandeln und die Stahleigenschaften, wie Verschleißfestigkeit, mechanische Eigenschaften und Maßhaltigkeit, stark zu verbessern.
Gemäß der vorliegenden Erfindung, die durch Anspruch 1 gegeben ist, schließt ein Wärmebehandlungsverfahren von Stahl Schritte des Abschreckens eines Stahlgegenstands, des Abkühlens des Stahlgegenstands bei einer Abkühlungsrate von 1 bis 10°C/Minute auf eine Abkühlungstemperatur, des Beibehaltens des Stahlgegenstands bei der Abkühlungstemperatur für einen vorbestimmten Zeitraum und des Rückführens des Stahlgegenstands auf Raumtemperatur ein.
Die Abkühlungstemperatur beträgt –180°C oder weniger. Alternativ kann sie –150°C oder weniger betragen, wenn das Wärmebehandlungsverfahren weiterhin einen Schritt des Temperns bzw. Aushärten des Stahlgegenstands nach dem Rückführen des Stahlgegenstands auf Raumtemperatur einschließt.
Der Stahlgegenstand wird mit einer Rückführungsrate von 1-10°C/Minute auf Raumtemperatur zurückgeführt.
Der vorbestimmte Zeitraum in dem Schritt des Beibehaltens des Stahlgegenstands ist 1 Minute bis 60 Minuten.
1A ist ein schematisches Diagramm, das eine Position des Stahlgegenstands zum Messen seiner zurückbleibenden Austenitmenge und Härte zeigt.
1B ist ein schematisches Diagramm, das eine Position des Stahlgegenstands zum Messen seiner zurückbleibenden Austenitmenge und Härte zeigt.
2 ist ein schematisches Diagramm, das eine Position des Stahlgegenstands für eine Härtemessung zeigt.
Die Erfinder haben gefunden, dass das zurückbleibende Austenit durch Einstellen der Abkühlungsrate der Tieftemperaturbehandlung auf Null oder eine sehr geringe Menge vermindert werden kann (das heißt, wenn der Stahl mit einer vorbestimmten Rate gekühlt wird, die bei der Tieftemperaturbehandlung weder zu hoch noch zu niedrig ist, kann das zurückbleibende Austenit des Stahls zu einem solchen Ausmaß vermindert werden) und führten die vorliegende Erfindung aus.
Das Wärmebehandlungsverfahren von Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung, das in Anspruch 1 gegeben ist, schließt ein Abschrecken und eine Tieftemperaturbehandlung ein, wobei die Tieftemperaturbehandlung einen Abkühlschritt zum Abkühlen des Stahls auf eine Kühltemperatur von –180°C oder darunter bei einer Abkühlungsrate von 1 bis 10°C/Minute und einen Abkühlungstemperaturhalteschritt zum Halten der Abkühlungstemperatur einschließt.
Bei einer solchen Tieftemperaturbehandlung kann nach dem Abschrecken die zurückbleibende Austenitmenge, die in dem Stahlgegenstand enthalten ist, durch Steuern der Abkühlungsrate auf 0 bis 10°C/Minute und der Abkühlungstemperatur auf –180°C oder niedriger auf im Wesentlichen Null vermindert werden. Zusätzlich kann das zurückbleibende Austenit in dem Stahlgegenstand auf eine beträchtlich geringere Menge durch Steuern der Abkühlungsrate auf 1 bis 10°C/Minute und Kühlen des Stahls auf –150°C oder weniger vermindert werden. In diesem Fall macht es das nachstehende Tempern möglich, eine solche kleine Menge des zurückbleibenden Austenits, die nach der Tieftemperaturbehandlung auf im Wesentlichen Null zurückgeblieben ist, zu vermindern.
Durch die Verminderung des zurückbleibenden Austenits auf im Wesentlichen Null können Stahlprodukte mit ausgezeichneter Verschleißfestigkeit, mechanischen Eigenschaften und Maßhaltigkeit und weiterhin ohne oder nur mit geringer Rissbildung und Verformung darin bereitgestellt werden.
Die Abkühlungsrate wird nachstehend genauer beschrieben. Beim üblichen Schnellabkühlen auf –196°C, einfach durch Eintauchen des Stahlgegenstands in flüssigen Stickstoff, beginnt der Oberflächenteil des Stahlgegenstands sofort abzukühlen, wohingegen der tiefe Teil nach einer stärkeren Verzögerung abzukühlen beginnt. Das verhindert wahrscheinlich eine gleichförmige Martensitumwandlung des zurückbleibenden Austenits im gesamten Stahlgegenstand, was zu einer Verwerfung darin führt, wodurch Rissbildung und Verformung verursacht werden kann. Alternativ kann eine ungleichförmige Umwandlung ein ungleichförmiges Stahlprodukt ergeben, das örtlich eine große Menge des zurückbleibenden Austenits aufweist. Andererseits verursacht im Fall des Steuerns der Abkühlungsrate auf 10°C/Minute oder weniger ein solches langsames Abkühlen keinen starken Unterschied im Abkühlen zwischen dem Oberflächenteil und dem tiefen bzw. inneren Teil des Stahlgegenstands. Im Ergebnis schreitet die Martensitumwandlung gleichförmig durch den Stahlgegenstand fort und schließlich kann das zurückbleibenden Austenit insgesamt umgewandelt werden. Bevorzugter ist die Kühlrate 5°C/Minute oder weniger.
Wenn die Kühlrate zu niedrig ist, das heißt 1°C/Minute oder weniger, wird der zurückbleibende Austenit allerdings wahrscheinlich stabilisiert, bevor der Stahlgegenstand die Temperatur für die vorbestimmte Abkühlungstemperatur erreicht. Dieses unterdrückt eine problemlose Martensitumwandlung, wodurch die Wirkung der Verminderung des zurückbleibenden Austenits aufgrund Abkühlens abnimmt. Die Kühlrate ist deshalb 1°C/Minute oder mehr und vorzugsweise 2°C/Minute oder mehr.
Wenn die Kühlrate in Abhängigkeit von der Form und Größe des zu behandelnden Stahlgegenstands innerhalb des bevorzugten Bereichs von 1 bis 10°C/Minute liegt, kann eine gleichförmige Martensitumwandlung innerhalb des gesamten Stahlgegenstand, das heißt bis zu dem tiefsten Teil, ungeachtet der Größe oder Form des Stahlgegenstands erreicht werden. Selbst wenn der Stahlgegenstand beispielsweise eine Größe von zum Beispiel 300 mm × 300 mm × 2000 mm aufweist, kann eine solche gleichförmige Umwandlung verwirklicht werden.
Die Abkühlungsrate wird vorzugsweise konstant gehalten, weil Absenken der Temperatur bei einer konstanten Rate eine weitere gleichförmige Martensitumwandlung ermöglicht.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird die bevorzugte Kühltemperatur (das heißt eine Temperatur, die der Stahlgegenstand erreicht, wenn der Kühlschritt abgeschlossen ist) im Fall, dass der Tieftemperaturbehandlung kein Tempern folgt, –180°C oder niedriger, wie vorstehend beschrieben. Dies ist darauf zurückzuführen, dass wenn die Abkühlungstemperatur höher als –180°C ist, wahrscheinlich eine kleine Menge des zurückbleibenden Austenits nach der Tieftemperaturbehandlung zurückbleiben wird (das heißt nicht umgewandelt verbleiben wird).
Andererseits ist im Fall, dass der Tieftemperaturbehandlung Tempern folgt, die bevorzugte Abkühlungstemperatur –150°C oder niedriger, was höher als im vorangehenden Fall ist. Dies ist darauf zurückzuführen, weil ein solches Abkühlen das zurückbleibende Austenit zu einer sehr geringen Menge vermindert und die geringe Menge des zurückbleibenden Austenits durch das anschließende Tempern vollständig in Martensit umgewandelt werden kann, was Stahlprodukte ergibt, die im Wesentlichen frei von zurückbleibendem Austenit sind. In diesem Fall (das heißt im Fall, dass der Tieftemperaturbehandlung Tempern folgt) ist für eine weitere Verminderung des zurückbleibenden Austenits die Abkühlungstemperatur –150°C oder niedriger. Es ist auch möglich, den Stahlgegenstand dem Tempern zu unterziehen, nachdem er bei der Tieftemperaturbehandlung auf –180°C oder niedriger abgekühlt wurde.
Wenn die Abkühlungstemperatur auf weniger als –180°C eingestellt wird, kann in dem nachfolgenden Schritt zum Halten der Abkühlungstemperatur, das bei niedriger Temperatur verflüssigte Gas in dem Tieftemperaturbehandlungsgefäß verflüssigt werden, was bei der genauen Temperatursteuerung zum Beibehalten der konstanten Abkühlungstemperatur zu Schwierigkeiten führt. Wenn andererseits die Abküh lungstemperatur –180°C oder höher ist, wird das bei niedriger Temperatur verflüssigte Gas, wie flüssiger Stickstoff, im flüssigen Zustand daran gehindert, sich in dem Gefäß für die Tieftemperaturbehandlung ohne zu verdampfen, zu sammeln. Deshalb kann eine genaue Temperatursteuerung in dem Gefäß leicht erfolgen. Wenn folglich das Tempern nach der Tieftemperaturbehandlung ausgeführt wird, liegt die Abkühlungstemperatur aus vorstehend beschriebener Sicht im Bereich von –150°C bis –180°C.
Gemäß der vorliegenden, wie in Anspruch 1 angegebenen Erfindung, ist es notwendig, einen Rückführschritt zum Erhöhen der Stahltemperatur auf Raumtemperatur bei einer Rückführgeschwindigkeit von 1 bis 10°C/Minute in dem Gefäß nach dem Halteschritt für die Abkühlungstemperatur auszuführen.
Die Gründe werden nachstehend erläutert. Eine starke thermische Belastung (Druckspannung) wird in dem Stahl durch das Kühlen in Abhängigkeit von der Abkühlungsrate erzeugt. Das heißt das schnelle Abkühlen ergibt eine starke Druckspannung, wohingegen das langsame Abkühlen eine kleine Druckspannung ergibt. Um die Druckspannung zu beseitigen, ist es bevorzugt, dass die Rückführungsrate in dem Rückführschritt auf ungefähr den gleichen Wert wie die Abkühlungsrate eingestellt wird. Wenn folglich, wie vorstehend beschrieben, die Rückführungsrate 1 bis 10°C/Minute ist, kann die in dem Abkühlschritt erfolgte Druckspannung befriedigend beseitigt werden, wodurch eine Verwertung des Stahls zurückgedrängt wird. Die Rückführungsrate ist nicht immer unbedingt gleich der Abkühlungsrate. Wenn sie innerhalb des vorstehend erwähnten Bereichs liegt, ist sie zum Stoppen der Druckspannung, die sich aus dem Abkühlen bei einer Abkühlungsrate von 1 bis 10°C/Minute ergibt, ausreichend. Außerdem ist die Rückführungsrate in Abhängigkeit von der Form, Gewicht und Größe des Stahlgegenstands, bevorzugter 2°C/Minute oder mehr und 5°C/Minute oder weniger.
Darüber hinaus ist gemäß der vorliegenden Erfindung ein Zeitraum, für den der Stahlgegenstand bei der Kühltemperatur in dem Abkühlungstemperaturhalteschritt gehalten wird (nachstehend als die „Haltezeit" bezeichnet), vorzugsweise 1 bis 60 Minuten.
Die geforderte Haltezeit des Kühltemperaturhalteschritts hängt von der Form, Gewicht, Größe und dergleichen des Stahlgegenstands ab. Wenn der Stahlgegenstand beispielsweise eine Größe von 20 mm (Durchmesser) × 20 mm (Dicke) aufweist, was eine übliche Größe für einen Stahlgegenstand für die Präzisionsmess- und Schneidwerkzeuge und dergleichen ist, ist allerdings eine solche Haltezeit wie 1 Minute oder mehr ausreichend, um eine gleichförmige Martensitumwandlung zu vervollständigen, ohne fast keinen Temperaturunterschied zwischen dem Oberflächenteil und tiefen bzw. inneren Teil des Stahlgegenstands zu erhalten. Bevorzugter ist die Haltezeit 5 Minuten oder mehr.
Wenn andererseits die Haltezeit zu lang ist, wird die Produktivität für die Stahlerzeugung wahrscheinlich sinken. Aus dieser Sicht ist die Haltezeit 60 Minuten oder weniger und bevorzugter 30 Minuten oder weniger.
Das erfindungsgemäße Wärmebehandlungsverfahren kann wirksam auf einen Stahl für ein Hochgeschwindigkeitswerkzeug angewendet werden. In diesem Fall ergibt das Verfahren insbesondere eine bemerkenswerte Wirkung zum Vermindern des beibehaltenen Austenits. Die vorliegende Erfindung ist deshalb insbesondere im Hinblick auf die Herstellung eines Schneidwerkzeugs aus Hochgeschwindigkeitswerkzeugstahl erwünscht.
Beispiel 1
Ein Hochgeschwindigkeitswerkzeugstahl (SKH 51 Stahl gemäß dem Japanischen Industriestandard) wurde als Rohstoff verwendet. Der Stahl wurde zu einem Teststück mit einem Durchmesser von 20 mm und einer Dicke von 20 mm geformt und außerdem zu einem Probenbohrer für ein Schneidwerkzeug mit einem Durchmesser von 6 mm und einer Länge von 100 mm gefertigt. Das Teststück und der Probenbohrer wurden dann Ölhärten bei 1225°C für 2 Minuten in einem Wärmebehandlungsofen (Abschreckbehandlung) unterzogen.
Anschließend wurden in einer Tieftemperaturbehandlungsanlage das abgeschreckte Teststück und der Probenbohrer auf eine Abkühlungstemperatur von –180°C bei einer Abkühlungsrate von 1,0°C/Minute gekühlt, bei dieser Abkühlungstemperatur für 60 Minuten gehalten und bei einer Rückführungsrate von 1,0°C/Minute (Tieftemperaturbehandlung) auf Raumtemperatur zurückgeführt. Anschließend wurden das Teststück und der Probenbohrer in einen Wärmebehandlungsofen übergeführt, um dieselben bei 550°C für 90 Minuten einem einfachen Tempern zu unterziehen.
Beispiel 2
Ein Teststück und ein Probenbohrer wurden gefertigt und Abschrecken in der gleichen Weise wie in Beispiel 1 unterzogen. Dann wurden das abgeschreckte Teststück und Probenbohrer zum schnellen Abkühlen desselben auf einer Abkühlungstemperatur von –196°C in flüssigen Stickstoff getaucht und dann bei der Abkühlungstemperatur für 60 Minuten gehalten. Die Abkühlungsrate wurde mit etwa 40 bis 200°C/Minute aus der Tatsache bestimmt, dass das Teststück und der Probenbohrer in 1 bis 5 Minuten auf die gleiche Temperatur wie der flüssige Stickstoff gekühlt wurden. Das abgekühlte Teststück und Probenbohrer wurden dann aus dem flüssigen Stickstoff gezogen, gefolgt Belassen an der Außenluft, um dieselben auf die gewöhnliche Temperatur zurückzuführen. Das Zurückführen nahm einen halben Tag in Anspruch. Anschließend wurden das Teststück und Probenbohrer zu einem Wärmebehandlungsofen für einfaches Tempern bei 550°C für 90 Minuten übergeführt.
Beispiel 3
Ein Teststück und ein Probenbohrer wurden gefertigt und Abschrecken in der gleichen Weise wie in Beispiel 1 unterzogen. Das abgeschreckte Teststück und der Probenbohrer wurden dann getempert, ohne Unterziehen derselben einer Tieftemperaturbehandlung. Beim Tempern von diesem Beispiel wurden das Teststück und der Probenbohrer unter Verwenden eines Wärmebehandlungsofens zweimal bei 550°C für 90 Minuten getempert.
Messungen und Ergebnisse von Beispielen 1 bis 3
Wie bei den entsprechend behandelten Teststücken von Beispiel 1 bis 3 wurde die Härte mit einem Vickers-Härtemessgerät gemessen und die verbleibende Austenitmenge wurde durch Röntgenanalyse erhalten. Die Messpositionen des Teststücks für die Härtemessung und die Röntgenanalyse waren die Mitte des oberen Oberflächenteils des Teststücks (gezeigt in 1A) und die Mitte des tiefen bzw. inneren Teils, das heißt die Mitte am mittleren Punkt der Dicke (gezeigt in 1B).
Außerdem wurde der behandelte Probenbohrer der entsprechenden Beispiele einem Schneid- (das heißt Bohr-) test unterzogen. In dem Test wurde ein S50C-Stahl gemäß dem Japanischen Industriestandard mit einem behandelten Probenbohrer bei einer Bohrgeschwindigkeit von 30 Meter/Minute und einer Vorschubgeschwindigkeit von 0,2 mm/Umdrehung gebohrt. Die Bohrtiefe war mit 16 mm eingestellt. Der Test wurde fortgesetzt, bis der behandelte Probenbohrer unbrauchbar wurde und die Bohrzahl (das heißt Lochzahl) während des Tests für die Bewertung von seiner Verschleißfestigkeit und mechanischen Eigenschaften erhalten wurde.
Die Ergebnisse werden in Tabelle 1 gezeigt.
Tabelle 1
Wie aus Tabelle 1 deutlich wird, hatten die behandelten Teststücke von Beispielen 1 bis 3 fast die gleiche Härte. Jedoch zeigen diese Ergebnisse auch, dass beide be handelten Teststücke von Beispielen 2 und 3 eine kleine Menge zurückbleibenden Austenit aufwiesen, wohingegen jenes von Beispiel 1 kein zurückbleibendes Austenit in weder dem Oberflächenteil noch dem tiefen Teil hatte. Dies bedeutet, dass die Wärmebehandlung von Beispiel 1 in dem gesamten Teststück das gesamte zurückbleibende Austenit zu Martensit umwandeln kann (von seinem Oberflächenteil zu dem tiefen Teil).
Darüber hinaus war in dem Schneidtest die Bohrungszahl in Beispiel 1 etwa zweimal größer als jene in Beispielen 2 und 3. Dieses Ergebnis zeigte, dass der behandelte Probenbohrer von Beispiel 1 eine doppelt so lange Lebensdauer wie jener von Beispiel 2 und 3 hatte. In anderen Worten, der behandelte Probenbohrer von Beispiel 1 hatte eine höhere Verschleißfestigkeit und bessere mechanische Eigenschaften als die anderen.
Beispiel 4
Ein Hochgeschwindigkeitswerkzeugstahl (SKH 51 Stahl gemäß dem Japanischen Industriestandard) wurde als Rohstoff verwendet. Der Stahl wurde zu zwei Teststücken mit einem Durchmesser von 20 mm und einer Dicke von 20 mm und außerdem einem Probenschabrad (ein Schneidwerkzeug) mit einem Außenseitendurchmesser von 240 mm, einem mittleren Lochdurchmesser von 63,5 mm und einer Dicke von 20 mm gefertigt. In einem Wärmebehandlungsofen wurden das Teststück und das Probenschabrad dann Abschrecken bei 1220°C für 20 Minuten unterzogen, gefolgt von Abkühlen mit unter Druck gesetztem Stickstoffgas.
Wie im Fall mit Beispiel 1 wurden in einer Tieftemperaturbehandlungsanlage das abgeschreckte Teststück und Probenschabrad dann auf eine Abkühlungstemperatur von –180°C bei einer Abkühlungsrate von 1,0°C/Minute gekühlt, bei einer Kühltemperatur für 60 Minuten gehalten und mit einer Rückführungsrate von 1,0°C/Minute auf Raumtemperatur zurückgeführt (Tieftemperaturbehandlung). Anschließend wurden das Teststück und das Probenschabrad in einen Wärmebehandlungsofen zum Unterziehen derselben einem einmaligen Tempern bei 550°C für 90 Minuten übergeführt.
Beispiel 5
Ein Teststück und ein Probenschabrad wurden gefertigt und in der gleichen Weise wie in Beispiel 4 Abschrecken unterzogen. Das abgeschreckte Teststück und das Probenschabrad wurden dann ohne einer Tieftemperaturbehandlung unterzogen worden zu sein, getempert. Bei der Temperbehandlung von diesem Beispiel wurden das Teststück und das Probenschabrad 2 Mal bei 550°C für 90 Minuten unter Verwendung eines Wärmebehandlungsofens getempert.
Beispiel 6
Ein Teststück wurde gefertigt und Abschrecken in der gleichen Weise wie in Beispiel 4 unterzogen. Das abgeschreckte Teststück wurde dann, ohne einer Tieftemperaturbehandlung unterzogen worden zu sein, getempert. Bei der Temperbehandlung von diesem Beispiel wurde das Teststück einmalig bei 550°C für 90 Minuten unter Verwendung eines Wärmebehandlungsofens getempert.
Beispiel 7
Ein Teststück und ein Probenschabrad wurden gefertigt und Abschrecken in der gleichen Weise wie in Beispiel 4 unterzogen. Dann wurden das abgeschreckte Teststück und das Probenschabrad in flüssigem Stickstoff zum schnellen Abkühlen derselben auf eine Abkühlungstemperatur von –196°C getaucht und für 60 Minuten bei der Abkühlungstemperatur gehalten. Die Abkühlungsrate in diesem Kühlschritt war etwa 40 bis 200°C/Minute, was aus der Tatsache bestimmt wurde, dass das Teststück und das Probenschabrad auf die gleiche Temperatur wie der flüssige Stickstoff in 1 bis 5 Minuten gekühlt wurden. Das gekühlte Teststück und das gekühlte Probenschabrad wurden aus dem flüssigen Stickstoff gezogen, gefolgt von Belassen außerhalb an der Luft, um dieselben auf gewöhnliche Temperatur zurückzubringen. Das Zurückbringen nahm einen halben bis einen Tag in Anspruch. Anschließend wurden ähnlich mit Beispiel 4 das Teststück und das Probenschabrad zum Ausfüh ren eines einmaligen Temperns bei 550°C für 90 Minuten in einen Wärmebehandlungsofen überführt.
Messungen und Ergebnisse von Beispielen 4 bis 7
Wie die entsprechend behandelten Teststücke von Beispielen 4 bis 7 wurde die zurückbleibende Austenitmenge durch Röntgenanalyse in der gleichen Weise wie in Beispielen 1 bis 3 erhalten. Die Messposition des Teststücks für die Analyse war auch die gleiche wie jene in Beispielen 1 bis 3, das heißt die Mitte des oberen Oberflächenteils des Teststücks (gezeigt in 1A) und die Mitte des tieferen bzw. inneren Teils, das heißt die Mitte des Mittelpunkts in der Dicke (gezeigt in 1B).
Außerdem wurde das behandelte Probenschabrad der entsprechenden Beispiele 4 und 5 bearbeitet unter Gewinnung eines Endprodukts. Beim Verarbeiten waren die oberen und unteren Oberflächen abgerieben und das mittlere Loch war ausgearbeitet und abgerieben (das heißt das Loch der Seitenwand war abgerieben). Wie das Endprodukt wurde der Durchmesser des mittleren Lochs vom Schabrad mit einem Luftmikrometer (air micrometer) gemessen. Die Messung wurde unmittelbar nach dem Bearbeiten zur Gewinnung eines Bezugswerts ausgeführt. Ein Monat, drei Monate und sechs Monate nach dem Bearbeiten wurden die gleichen Messungen ausgeführt. Dann wurde der Unterschied der entsprechenden gemessenen Werte von einem, drei und sechs Monaten nach dem Bearbeiten gemessen und der Bezugswert wurde als eine Übergröße des Lochdurchmessers erhalten (das heißt die Änderung der Abmessungen des Lochs).
Die Ergebnisse wurden in Tabelle 2 gezeigt.
Tabelle 2
Es wurde aus den Ergebnissen gefunden, dass die Teststücke von Beispielen 5 bis 7 (Vergleichsbeispiele) gewisse Mengen des zurückbleibenden Austenits aufwiesen, wohingegen jene von Beispiel 4 (erfindungsgemäßes Beispiel) weder in der Oberfläche noch in tieferen Teilen davon zurückbleibendes Austenit aufwies.
Gemäß den Standardabmessungen des Durchmessers eines Schabradlochs ist es erlaubt, dass der Lochdurchmesser eine Änderung in den Abmessungen innerhalb von 5 μm aufweist. Die Änderung in den Abmessungen in Beispiel 5 erreichte allerdings nach 3 Monaten mehr als 5 μm. Im Gegensatz dazu lag die Änderung in den Abmessungen in Beispiel 4 auch nach 6 Monaten nicht oberhalb 5 μm. Die Gründe wurden wie nachstehend festgestellt. Ein Probenschabrad von Beispiel 5 unterlag aufgrund des zurückbleibenden Austenits Alterungsverformung. Andererseits wies das Probenschabrad von Beispiel 4 keinen großen Unterschied in den Abmessungen auf, weil zurückbleibendes Austenit weder auf dem Oberflächenteil noch in dem tieferen Teil gefunden wurde. Dies bedeutet, dass das Probenschabrad von Beispiel 4 in der Maßhaltigkeit sehr viel besser war.
Zusätzlich zeigen die Ergebnisse einen Teil des zurückbleibenden Austenits, der in den behandelten Probenschabrädern von Beispielen 6 und 7 verblieb. Es wird in dieser Hinsicht vermutet, dass sich die Probenschabräder auch in den Abmessungen ändern sollten.
Beispiel 8
Ein Werkzeugkaltstahl (SKD 11 gemäß dem Japanischen Industriestandard) wurde als Rohstoff verwendet. Der Stahl wurde zu einem Teststück (20 mm × 30 mm × 10 mm (Dicke)) geformt. In einem Wärmebehandlungsofen wurde das Teststück Abschrecken bei 1050°C für 15 Minuten, gefolgt von Kühlen an der Luft unterzogen.
Anschließend wurde das abgeschreckte Teststück auf eine Kühltemperatur von –180°C bei einer Abkühlungsrate von 2°C/Minute gekühlt, bei der Kühltemperatur für 60 Minuten gehalten und dann bei einer Zurückführungsrate von 2°C/Minute (Tieftemperaturbehandlung) auf Raumtemperatur zurückgeführt.
Verschleißtest und Ergebnis in Beispiel 8
Das behandelte Teststück von Beispiel 8 wurde dann einem Verschleißtest (Ogoe-Verschleißtest) unterzogen. Die Position des Teststücks für die Härtemessung des Verschleißtests wird in 2 gezeigt. Bei dem Verschleißtest wurde eine Reibgeschwindigkeit, ein Reibabstand, beziehungsweise eine Endlast auf 1,96 m/s, 400 m und 61,7 N (6,3 kgf) eingestellt und ein S50C-Stahl wurde als Material zum Erreichen einer solchen Reibung für das behandelte Teststück verwendet.
Das Ergebnis zeigt, dass der Stahl (behandeltes Teststück) von Beispiel 8 eine Oberflächenhärte von 880 H_v und eine Verschleißmenge von 0,3 mm³ nach dem Verschleißtest aufwies. Eine solche kleine Verschleißmenge zeigt, dass der Stahl eine befriedigend hohe Verschleißfestigkeit aufweist.
Beispiele a bis i
Ein Hochgeschwindigkeitswerkzeugstahl (SKH 51) und Werkzeugkaltstahl (SKD 11) wurden als Rohstoffe verwendet. Der entsprechende Stahl wurde zu zwei Teststücken mit einem Durchmesser von 10 mm und einer Dicke von 10 mm geformt. Jedes der Teststücke wurde dann Abschrecken und Tieftemperaturbehandlung unter solchen wie in Tabelle 3 gezeigten Bedingungen unterzogen.
Messungen und Ergebnisse in Beispielen a bis i
Wie die entsprechend behandelten Teststücke von Beispielen a bis j wurde die zurückbleibende Austenitmenge in der gleichen Weise wie in Beispielen 1 bis 3 gemessen. Die Messpositionen des Teststücks für die Härtemessung und die Röntgenanalyse waren die Mitte des oberen Oberflächenteils des Teststücks (gezeigt in 1A) und die Mitte des tiefen Teils, das heißt die Mitte am Mittelpunkt in der Dicke (gezeigt in 1B).
Die Ergebnisse von diesen Beispielen werden auch in Tabelle 3 gezeigt.
Tabelle 3
Die Ergebnisse in Tabelle 3 zeigen die behandelten Teststücke von Beispielen b, d und g, die bei einer Abkühlungsrate von 1 oder 2°C/Minute zu einer Abkühlungstemperatur von –100°C abgekühlt wurden und bei dieser Abkühlungstemperatur für 60 Minuten in der Tieftemperaturbehandlung gehalten wurden, hatten kein zurückbleibendes Austenit, das in jedem der Oberflächen- und tieferen Teilen zurückblieb. Im Gegensatz dazu gab es sowohl im Fall einer niedrigeren Abkühlungsrate wie jenen in Beispielen b, d, g (das heißt im Fall von Beispiel a) als auch im Fall von höherer Abkühlungsrate wie jene in Beispielen b, d und g (das heißt im Fall von Beispielen c, f, h, i und j), eine größere Menge des zurückbleibenden Austenits in sowohl der Oberfläche als auch tieferen Teilen der Teststücke. Weiterhin gab es im Fall der Abkühlungstemperatur, wenn die Tieftemperaturbehandlung –150°C war (Beispiel e), eine kleine Menge an in dem Teststück zurückbleibenden Austenit.
Beispiele k oder r
Die gleichen Rohstoffe wie in Beispielen a bis c und e bis i wurden zur Bildung von Teststücken als Rohstoffe in Beispielen k bis r verwendet. Jedes der Teststücke wurde dann Abschrecken und Tieftemperaturbehandlung in der gleichen Weise wie in den entsprechenden Beispielen a bis c und e bis i unterzogen. Die erhaltenen Teststücke von Beispielen k bis r wurden anschließend getempert. Die Wärmebehandlungsbedingungen des Temperns wurden in Tabelle 4 gezeigt.
Messungen und Ergebnisse in Beispielen k bis r
Wie die entsprechend behandelten Teststücke von Beispielen k bis r wurde die zurückbleibende Austenitmenge in der gleichen Weise wie in Beispielen 1 bis 3 ge messen. Die Messpositionen des Teststücks für die Härtemessung und die Röntgenanalyse waren die Mitte des oberen Oberflächenteils des Teststücks (gezeigt in 1A) und die Mitte des tieferen Teils, das heißt die Mitte am mittleren Punkt in der Dicke (gezeigt in 1B).
Die Ergebnisse von diesen Beispielen wurden auch in Tabelle 4 gezeigt. Tabelle 4
Es kann aus den Ergebnissen von Beispielen e und n ersichtlich werden, dass obwohl das Teststück von Beispiel e ohne Tempern eine kleine Menge des zurückbleibenden Austenits aufwies, das Teststück von Beispiel n mit Tempern nach den gleichen Behandlungen wie jenen von Beispiel e kein zurückbleibendes Austenit aufwies. Außerdem hatte jedes Teststück von Beispielen k, m, o, q und r eine verminderte Menge an zurückbleibendem Austenit im Vergleich mit jener der entsprechenden Beispiele (Beispiele a, c, f, h und i), jedoch lag hier noch etwas vor. Darüber hinaus verblieb in Beispielen l und p, entsprechend Beispielen b und g, kein zurück bleibendes Austenit. Dies bedeutet, dass die zurückbleibenden Austenitmengen in Beispielen b und g vor und nach dem Tempern unter Null gehalten wurden.
Obwohl das Wärmebehandlungsverfahren gemäß der vorliegenden Erfindung ausführlich mit Hilfe von Beispielen beschrieben wurde, ist es selbstverständlich, dass verschiedene Änderungen und Modifizierungen dem Fachmann deutlich werden.
Wie vorstehend beschrieben, schließt das Wärmebehandlungsverfahren von Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung, wie in Anspruch 1 angegeben, Unterziehen des Gegenstands aus Stahl dem Abschrecken und dann der Tieftemperaturbehandlung, wo der Gegenstand bei einer Abkühlungsrate von 1 bis 10°C/Minute auf eine Abkühlungstemperatur auf –180°C oder darunter abgekühlt wird, ein. Alternativ schließt Unterziehen des Stahlgegenstands dem Abschrecken Tieftemperaturbehandlung und dann Tempern ein. In der Tieftemperaturbehandlung dieses Falls wird der Stahlgegenstand bei einer Abkühlungsrate von 1 bis 10°C/Minute zu einer Abkühlungstemperatur von –150°C oder darunter gekühlt.
Dieses Verfahren kann die zurückbleibende Austenitmenge in dem Stahl auf im Wesentlichen Null vermindern, unter Erzeugen von stark verbesserten mechanischen Eigenschaften, Verschleißfestigkeit und Maßhaltigkeit des Stahls. Diese Wirkung auf die Erhöhung ist signifikant, insbesondere im Fall der Anwendung von Hochgeschwindigkeitswerkzeugstählen und macht es folglich möglich, ein Hochleistungs-Präzisionsmessungswerkzeug aus Hochgeschwindigkeitswerkzeugstahl, ein Schabrad aus Hochgeschwindigkeitswerkzeugstahl und dergleichen bereitzustellen.

Claims

Verfahren zur Wärmebehandlung von Stahl, umfassend die Schritte des Abschreckens eines Stahlgegenstands, des Abkühlens des Stahlgegenstands bei einer konstanten Abkühlungsrate von 1 bis 10°C/min auf eine Abkühlungstemperatur, des Beibehaltens des Stahlgegenstands bei einer Abkühlungstemperatur für einen vorbestimmten Zeitraum im Bereich von 1 min bis 60 min und des Rückführens des Stahlgegenstands auf Raumtemperatur, wobei die Abkühlungstemperatur –180°C oder weniger beträgt, oder wobei die Abkühlungstemperatur –150°C oder weniger beträgt, wenn der Stahlgegenstand nach dem Rückführen auf Raumtemperatur ausgehärtet wird, und wobei der Stahlgegenstand bei einer Rückführungsrate von 1 bis 10°C/min auf Raumtemperatur rückgeführt wird.