JP4084228B2

JP4084228B2 - Metal ring heat treatment method

Info

Publication number: JP4084228B2
Application number: JP2003105143A
Authority: JP
Inventors: 仁司今井; 正信石川
Original assignee: Honda Motor Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd
Priority date: 2003-04-09
Filing date: 2003-04-09
Publication date: 2008-04-30
Anticipated expiration: 2023-04-09
Also published as: JP2004307959A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、マルエージング鋼製金属リングに時効処理と窒化処理とを施すための熱処理方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車等の無段変速機では、１対のプーリの間に張設されたベルトにより動力伝達が行われる。このようなベルトとして、複数の金属リングを積層して積層リングを形成し、該積層リングを所定形状のエレメントに組み付けて保持した無段変速機用ベルトが用いられている。
【０００３】
前記積層リングは、前記プーリ間を走行するときには直線状態を呈する一方、前記プーリに沿って走行するときには湾曲状態を呈し、前記直線状態と湾曲状態との繰り返しによる過酷な曲げ変形が加えられる。そこで、前記積層リングに用いられる前記金属リングは、前記過酷な曲げ変形に耐える強度を備えることが要求される。
【０００４】
前記要求を満たす材料として、マルエージング鋼が知られている。前記マルエージング鋼は、１７〜１９％のＮｉの他、Ｍｏ，Ａｌ，Ｔｉ等を含む低炭素鋼であり所定温度に加熱することによりマルテンサイト状態において時効硬化を生じる。この結果、前記マルエージング鋼は、高強度、高靱性を兼ね備えることとなり、前記積層リングに賞用される。尚、前記マルエージング鋼において、Ｍｏ，Ｎｉ，Ａｌ，Ｔｉは、前記所定温度に加熱することにより金属間化合物を形成して析出し、時効硬度を発現させる元素である。
【０００５】
前記積層リングは、例えば次のような方法により製造される。まず、前記マルエージング鋼の薄板の端部同士を溶接して円筒状のドラムを形成し、該ドラムに対して前記溶接時の熱により部分的に硬くなった硬度を均質化するために第１の溶体化を行う。次に、前記溶体化後のドラムを所定幅に裁断して金属リングを形成し、該金属リングを所定長となるように圧延する。次に、圧延された金属リングに対し、圧延組織を再結晶させ、圧延により変形された金属結晶粒形状を復元するために、第２の溶体化を行う。そして、前記溶体化後の金属リングを所定の周長に補正し、時効処理と窒化処理との熱処理を施して硬度を向上させた後、少しずつ周長の異なる複数の金属リングを相互に嵌合して積層することにより前記積層リングを形成する。
【０００６】
前記時効処理と前記窒化処理とでは必要とされる雰囲気が異なるため、それぞれ独立の炉を用いて処理されている。このとき、前記金属リングに優れた硬度を付与するために、本出願人は、周長補正後の金属リングを非酸化雰囲気下に亜時効処理した後、時効析出反応が停止する温度まで冷却処理し、その後、アンモニアガス雰囲気下で窒化処理する技術を提案している（特願２００３−２８４５９号明細書参照）。
【０００７】
前記亜時効処理は、１０^-2Ｐａ以下の真空状態下、あるいは全体の１〜３０容量％の水素を含み、残部が窒素であり、−４０〜−７０℃の範囲の雰囲気露点を備える還元雰囲気下に行うことができる。尚、前記亜時効処理とは、時効処理を時効硬度が最大値未満になる範囲にとどめ、後続の窒化処理の加熱を利用して前記時効硬度を最大値に達せしめる処理である。
【０００８】
前記金属リングでは、前記過酷な曲げ変形に耐えるために、前記窒化処理後に−１０００〜−１３００ＭＰａの圧縮残留応力を備えていることが必要とされる。前記圧縮残留応力を得るために、前記技術では、前記亜時効処理により、該金属リングの内部にヴィッカース硬度（Ｈｖ_0.3）５４０〜５８０の時効硬度が発現することが望まれる（以下、金属リング内部に発現する時効硬度を「時効内部硬度」と略記する）。
【０００９】
しかしながら、前記真空状態下で行う場合、真空炉内には実質的にガスが無いので対流が生じず、熱伝導は輻射によるものだけとなる。この結果、炉内の温度分布のばらつきが大きく、前記金属リングは、炉内の位置によって前記亜時効処理後の時効硬度がばらつき、前記所望の範囲に収まらないことがある。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、前記事情に鑑み、亜時効処理を真空状態下で行うときに、所望の範囲の時効硬度を得ることができる熱処理方法を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
かかる目的を達成するために、本発明の金属リングの熱処理方法は、マルエージング鋼の鋼板の端部同士を溶接して形成されたドラムを溶体化後、所定幅に裁断して金属リングを形成し、該金属リングを所定の長さに圧延して再溶体化し、周長補正した後、時効処理と窒化処理とを施す金属リングの熱処理方法において、該周長補正後の金属リングを１０^-2Ｐａ以下の真空状態下に４００〜４６０℃の温度かつ次式（１）で示されるラーソンミラーパラメータＰが１３．５〜１５．５の範囲となる時間と温度とを設定して加熱することにより亜時効処理する工程と、前記亜時効処理が施された金属リングを時効析出反応が停止する温度までガス冷却する工程と、前記ガス冷却が施された金属リングを少なくともアンモニアガスを含む雰囲気下、４６０〜５００℃の温度で窒化処理する工程とを含むことを特徴とする。
【００１２】
Ｐ＝｛Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）×１０^-3} ・・・（１）
（ただし、式中Ｔは絶対温度（Ｋ）、ｔは時間（ｈｒ）である）
本発明の熱処理方法によれば、前記周長補正後の金属リングを１０^-2Ｐａ以下の真空状態下に亜時効処理するので、Ｍｏ，Ａｌ，Ｔｉの酸化を避けることができる。そして、前記金属リングには、金属間化合物であるＦｅＭｏを主体として一部Ｎｉ₃ＡｌＴｉが形成されて析出する時効析出反応が起きる。
【００１３】
このとき、本発明の熱処理方法では、前記亜時効処理を、４００〜４６０℃の温度かつ次式（１）で示されるラーソンミラーパラメータＰが１３．５〜１５．５の範囲となる時間と温度とを設定して加熱することにより行う。この結果、前記真空状態下における真空炉内の温度分布にばらつきがあったとしても、前記亜時効処理後の前記金属リングの時効内部硬度をヴィッカース硬度（Ｈｖ_0.3）５４０〜５８０の範囲とすることができる。
【００１４】
前記亜時効処理において、処理温度が４００℃未満では所望の時効硬度が得られず、４６０℃を超えると時効硬度が過大になり、さらに４８０℃を超えて５００℃に至ると硬度が低下して過時効となる。また、前記処理温度が４００〜４６０℃の範囲であっても、ラーソンミラーパラメータＰが１３．５未満では所望の時効硬度が得られず、ラーソンミラーパラメータＰが１５．５を超えると時効硬度が過大になり、過時効となる。
【００１５】
次に、本発明の熱処理方法では、前記亜時効処理が施された金属リングを時効析出反応が停止する温度までガス冷却することにより、析出したＦｅＭｏがＦｅ₂Ｍｏに変化することを実質的に阻止する。そして、前記のように冷却された金属リングに対して、少なくともアンモニアガスを含む雰囲気下、４６０〜５００℃の温度で窒化処理を施す。
【００１６】
前記窒化処理によれば、Ａｌ，Ｔｉが既に固定されているので、生成した原子状窒素が前記金属リングの内層まで拡散することができ、十分な深さの窒化物層を形成することができる。また、前記窒化処理の加熱により、前記亜時効処理後に冷却されて、Ｆｅ₂Ｍｏへの変化が停止されたＦｅＭｏの一部から、母結晶のＦｅＭｏに対して微細なＦｅ₂ＭｏとＮｉ₃Ｍｏ及びＮｉ₃ＡｌＴｉとが前記母結晶の間隙に析出する。この結果、微細なＦｅ₂ＭｏとＮｉ₃Ｍｏ及びＮｉ₃ＡｌＴｉとが前記母結晶のＦｅＭｏと共存することにより、前記金属リングに−１０００〜−１３００ＭＰａの圧縮残留応力を付与することができ、硬度と切欠靱性とを優れたものとすることができる。
【００１７】
前記窒化処理において、処理温度が４６０℃未満ではＦｅＭｏから微細なＦｅ₂Ｍｏが析出せず、５００℃を超えると過時効になり、前記金属リングの機械的性質が不十分になる。
【００１８】
【発明の実施の形態】
次に、添付の図面を参照しながら本発明の実施の形態についてさらに詳しく説明する。図１は窒化後の圧縮残留応力と時効内部硬度との関係を示すグラフ、図２は真空炉内の温度計の配置例を示す説明図、図３は図２示の真空炉により時効処理を行ったときのラーソン・ミラーパラメータＰと時効内部硬度との関係を示すグラフ、図４は金属リングの周長変化量と時効内部硬度との関係を示すグラフである。
【００１９】
本実施形態の熱処理方法の対象となる金属リングは、次のようにして製造される。まず、マルエージング鋼の薄板をベンディングしてループ化した後、端部同士を溶接して円筒状のドラムを形成する。前記マルエージング鋼は、Ｃが０．０３％以下、Ｓｉが０．１０％以下、Ｍｎが０．１０％以下、Ｐが０．０１％以下、Ｓが０．０１％以下の組成を備える低炭素鋼であり、さらに１８〜１９％のＮｉ、４．７〜５．２％のＭｏ、０．０５〜０．１５％のＡｌ、０．５０〜０．７０％のＴｉ、８．５〜９．５％のＣｏを含む。
【００２０】
次に、前記円筒状のドラムを真空炉中７７０〜８３０℃に２０〜１２０分間保持して第１の溶体化処理を施す。前記溶体化処理により、結晶を再配列し、前記ドラムの溶接時の熱により部分的に硬くなった硬度を均質化することができる。
【００２１】
次に、前記円筒状のドラムを所定の幅に裁断し、リング状体を形成する。前記リング状体は前記裁断により端部にエッジが立っているので、バレル研磨により面取りした後、圧下率４０〜５０％で冷間圧延し、金属リングを得る。
【００２２】
前記金属リングは、次いで前記ドラムの溶体化処理と同様の条件により第２の溶体化処理が施され、前記圧延により形成された圧延組織を再結晶させ、変形された金属結晶粒形状が復元された後、所定の周長に周長補正される。
【００２３】
本実施形態の方法では、前記のようにして周長補正された金属リングに対して、亜時効処理と窒化処理とからなる熱処理を施す。
【００２４】
前記熱処理は、前記金属リングに対して、まず亜時効処理を施す。前記亜時効処理は、前記金属リングを、１０^-2Ｐａ以下の真空状態とされた真空炉中、４００〜４６０℃の温度かつ次式（１）で示されるラーソンミラーパラメータＰが１３．５〜１５．５の範囲となる時間と温度とを設定して加熱することにより行われる。尚、式中Ｔは絶対温度（Ｋ）、ｔは時間（Ｈｒ）を示す。
【００２５】
Ｐ＝｛Ｔ（２０＋ｌｏｇｔ）×１０^-3｝・・・（１）
前記真空状態下での亜時効処理によれば、前記マルエージング鋼に含まれる時効発現元素であるＭｏ，Ａｌ，Ｔｉから金属間化合物であるＦｅＭｏ、Ｎｉ₃ＡｌＴｉが形成され、前記金属リングに時効内部硬度が発現する。
【００２６】
前記亜時効処理が施された前記金属リングは、該亜時効処理後も前記時効処理温度以上の温度に保持されていると、該亜時効処理で形成されたＦｅＭｏがＦｅ₂Ｍｏに変化する時効析出反応が起きる。そこで、次に前記金属リングを前記真空炉中で、前記時効析出反応が停止する温度、例えば２００℃以下まで冷却するガス冷却処理を施す。前記冷却処理により、前記ＦｅＭｏのＦｅ₂Ｍｏへの変化を阻止することができる。
【００２７】
前記熱処理では、次に、前記冷却処理が施された前記金属リングに対して、窒化処理を施す。前記窒化処理は、前記金属リングを、少なくともアンモニアガスを含む雰囲気とされた加熱炉中で、４６０〜５００℃の範囲の窒化処理温度に所定時間保持することにより行われる。前記窒化処理は、少なくともアンモニアガスを含む雰囲気として、純アンモニア以外に窒素等の不活性ガスを含むアンモニアガス雰囲気を用いるガス窒化処理でもよく、アンモニアガスとＲＸガスとの混合ガス雰囲気を用いるガス軟窒化処理でもよい。
【００２８】
前記窒化処理温度によれば、前記アンモニアガスはＦｅを触媒として分解し、生成した原子状窒素が前記金属リングの内層まで拡散し、十分な深さの窒化物層が形成される。同時に、前記窒化処理温度で加熱することにより、ＦｅＭｏの一部が、Ｆｅ₂Ｍｏ（高温相、Ｌａｖｅｓ相）へ移行し、微細なＦｅ₂ＭｏとＮｉ₃Ｍｏ、Ｎｉ₃ＡｌＴｉ及びＦｅＭｏとが共存析出する。前記Ｆｅ₂ＭｏとＮｉ₃Ｍｏ及びＮｉ₃ＡｌＴｉとは、前記ＦｅＭｏと共存することにより、前記窒化処理後の金属リングに優れた硬度を発現させ、靱性が向上する。
【００２９】
次に、前記金属リングを前記真空炉中で４２０〜５００℃の温度に２時間保持して時効処理を行い、該真空炉中で２００℃以下までガス冷却した後、アンモニアガス雰囲気下、加熱炉中で４６０〜５００℃の温度に０．５〜２．０時間保持して窒化処理を行った。このときの窒化後の圧縮残留応力と時効内部硬度との関係を図１に示す。
【００３０】
図１から、前記真空炉中で４２０〜４６０℃の温度に２時間保持し、前記ラーソン・ミラーパラメータＰが１３．５〜１５．５の範囲で時効処理を行うことにより、ヴィッカース硬度（Ｈｖ_0.3）５４０〜５８０の時効内部硬度が得られ、その後の窒化処理により、−１０００〜−１３００ＭＰａの圧縮残留応力が得られることが明らかである。一方、前記真空炉中で４８０〜５００℃の温度に２時間保持して時効処理を行うと、時効内部硬度がヴィッカース硬度（Ｈｖ_0.3）６００を超え、ピーク硬度を過ぎて再び低下して、過時効となることが明らかである。
【００３１】
１０^-2Ｐａ以下の真空状態とされた真空炉を用いて、本実施形態の熱処理方法を実施するときには、例えば、該真空炉内の所定の位置に温度計を配置して、該真空炉内の温度分布を測定することにより、前記ラーソン・ミラーパラメータＰが１３．５〜１５．５の範囲となるように管理することができる。
【００３２】
前記のように管理するときには、例えば、図２に示すように、真空炉１の各頂点ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅ，ｆ，ｇ，ｈ、底面の中央部ｉ、炉内中央部ｊの１０個所に温度計を配置する。真空炉１は、１３００ｍｍ×１９００ｍｍ×１０００ｍｍの大きさで、カーボンからなる炉壁を備え、側面及び底部に出力５００ｋＷのヒータ（図示せず）を備えている。そして、各温度計により検知される温度が、４００〜４６０℃の範囲にあり、かつ前記ラーソン・ミラーパラメータＰが１３．５〜１５．５の範囲となるようにして、前記金属リングの時効処理を行う。
【００３３】
前記時効処理の結果を図３に示す。図３から、前記ラーソン・ミラーパラメータＰと前記時効内部硬度とは相関関係があり、４００〜４６０℃の範囲の温度で、かつ前記ラーソン・ミラーパラメータＰが１３．５〜１５．５の範囲となるようにして、前記金属リングの時効処理を行うことにより、ヴィッカース硬度（Ｈｖ_0.3）５４０〜５８０の時効内部硬度が得られることが明らかである。
【００３４】
前記時効内部硬度は、図４に示すように、前記金属リングの周長変化量とも相関関係があり、前記時効内部硬度が大きくなるほど前記周長変化量が大きくなる傾向がある。そこで、本実施形態の熱処理方法によれば、前記のように真空炉内の所定の位置に温度計を配置して、その位置での前記ラーソン・ミラーパラメータＰを知ることにより、時効内部硬度の大小の傾向を知ることができ、さらに該時効内部硬度から前記周長変化量の大小の傾向を知ることができる。前記周長変化量の大小の傾向を知ることができれば、複数の前記金属リングを相互に積層する際の参考に供することができ、好都合である。
【図面の簡単な説明】
【図１】窒化後の圧縮残留応力と時効硬度との関係を示すグラフ。
【図２】真空炉内の温度計の配置例を示す説明図。
【図３】図２示の真空炉により時効処理を行ったときのラーソン・ミラーパラメータＰと時効硬度との関係を示すグラフ。
【図４】金属リングの周長変化量と時効硬度との関係を示すグラフ。
【符号の説明】
１…真空炉。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a heat treatment method for performing aging treatment and nitriding treatment on a metal ring made of maraging steel.
[0002]
[Prior art]
In a continuously variable transmission such as an automobile, power is transmitted by a belt stretched between a pair of pulleys. As such a belt, a continuously variable transmission belt in which a plurality of metal rings are laminated to form a laminated ring, and the laminated ring is assembled and held in an element having a predetermined shape is used.
[0003]
The laminated ring exhibits a linear state when traveling between the pulleys, and exhibits a curved state when traveling along the pulley, and is subjected to severe bending deformation due to repetition of the linear state and the curved state. Therefore, the metal ring used for the laminated ring is required to have a strength that can withstand the severe bending deformation.
[0004]
Maraging steel is known as a material that satisfies the above requirements. The maraging steel is a low carbon steel containing Mo, Al, Ti, etc. in addition to 17-19% Ni, and is age-hardened in the martensite state by heating to a predetermined temperature. As a result, the maraging steel has high strength and high toughness, and is used for the laminated ring. In the maraging steel, Mo, Ni, Al, and Ti are elements that form an intermetallic compound and precipitate by heating to the predetermined temperature, thereby expressing aging hardness.
[0005]
The laminated ring is manufactured by the following method, for example. First, end portions of the maraging steel thin plates are welded together to form a cylindrical drum, and the drum is firstly homogenized to have a hardness that is partially hardened by heat during the welding. The solution is made. Next, the solution-treated drum is cut into a predetermined width to form a metal ring, and the metal ring is rolled to have a predetermined length. Next, in order to recrystallize the rolled structure on the rolled metal ring and restore the metal crystal grain shape deformed by rolling, a second solution treatment is performed. Then, the metal ring after the solution treatment is corrected to a predetermined circumference, subjected to heat treatment of aging treatment and nitriding treatment to improve the hardness, and then a plurality of metal rings having different circumferences are gradually fitted to each other. The laminated ring is formed by laminating together.
[0006]
Since the required atmosphere differs between the aging treatment and the nitriding treatment, the treatment is performed using independent furnaces. At this time, in order to impart excellent hardness to the metal ring, the present applicant performed a cooling treatment to a temperature at which the aging precipitation reaction stops after the metal ring after circumference correction was sub-aged in a non-oxidizing atmosphere. Then, a technique of nitriding in an ammonia gas atmosphere has been proposed (see Japanese Patent Application No. 2003-28459).
[0007]
The sub-aging treatment is a reducing atmosphere comprising a vacuum state of 10 ⁻² Pa or less, or containing 1 to 30% by volume of hydrogen as a whole, the balance being nitrogen, and an atmospheric dew point in the range of −40 to −70 ° C. Can be done below. The sub-aging treatment is a treatment in which the aging treatment is limited to the range where the aging hardness is less than the maximum value, and the aging hardness is reached to the maximum value by using the heating of the subsequent nitriding treatment.
[0008]
The metal ring needs to have a compressive residual stress of −1000 to −1300 MPa after the nitriding treatment in order to withstand the severe bending deformation. In order to obtain the compressive residual stress, in the technique, it is desired that an aging hardness of Vickers hardness (Hv _0.3 ) of 540 to 580 is expressed in the metal ring by the sub-aging treatment (hereinafter referred to as the inside of the metal ring). The aging hardness expressed in the above is abbreviated as “aging internal hardness”).
[0009]
However, when the process is performed in the vacuum state, since there is substantially no gas in the vacuum furnace, convection does not occur, and heat conduction is only due to radiation. As a result, the temperature distribution in the furnace varies greatly, and the metal ring may vary in aging hardness after the sub-aging treatment depending on the position in the furnace, and may not fall within the desired range.
[0010]
[Problems to be solved by the invention]
In view of the above circumstances, an object of the present invention is to provide a heat treatment method capable of obtaining an aging hardness in a desired range when a sub-aging treatment is performed in a vacuum state.
[0011]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve such an object, the metal ring heat treatment method of the present invention forms a metal ring by forming a metal ring by welding the ends of steel sheets of maraging steel and then cutting them to a predetermined width. and, the metal ring and re-solution treatment was rolled to a predetermined length, after correcting the circumferential length, the heat treatment method of the metal ring is subjected to the aging treatment and the nitriding treatment, the metal ring after the peripheral length correction 10 ^- Heating at a temperature of 400 to 460 ° C. and a time and temperature at which the Larson mirror parameter P represented by the following formula (1) is in the range of 13.5 to 15.5 under a vacuum of ² Pa or less Under the atmosphere containing at least ammonia gas, the step of gas-cooling the metal ring subjected to the sub-aging treatment to a temperature at which the aging precipitation reaction stops, And nitriding at a temperature of 460 to 500 ° C.
[0012]
P = {T (20 + logt) × 10 ⁻³ } (1)
(Where T is the absolute temperature (K), and t is the time (hr))
According to the heat treatment method of the present invention, the metal ring after the circumference correction is sub-aged under a vacuum state of 10 ⁻² Pa or less, so that oxidation of Mo, Al, and Ti can be avoided. In the metal ring, an aging precipitation reaction occurs in which Ni ₃ AlTi is partially formed and precipitated mainly with FeMo as an intermetallic compound.
[0013]
At this time, in the heat treatment method of the present invention, the sub-aging treatment is performed at a temperature and a temperature at a temperature of 400 to 460 ° C. and a Larson mirror parameter P represented by the following formula (1) is in a range of 13.5 to 15.5. It is performed by setting and heating. As a result, even if there is a variation in the temperature distribution in the vacuum furnace under the vacuum state, the aging internal hardness of the metal ring after the sub-aging treatment should be in the range of Vickers hardness (Hv _0.3 ) 540-580. Can do.
[0014]
In the sub-aging treatment, when the treatment temperature is less than 400 ° C., the desired aging hardness cannot be obtained, and when it exceeds 460 ° C., the aging hardness becomes excessive, and when it exceeds 480 ° C. and reaches 500 ° C., the hardness decreases. Overaged. Further, even if the treatment temperature is in the range of 400 to 460 ° C., the desired aging hardness cannot be obtained if the Larson Miller parameter P is less than 13.5, and if the Larson Miller parameter P exceeds 15.5, the aging hardness is low. Oversized and overaged.
[0015]
Next, in the heat treatment method of the present invention, the metal ring subjected to the sub-aging treatment is gas-cooled to a temperature at which the aging precipitation reaction stops, so that the deposited FeMo is substantially changed to Fe ₂ Mo. Stop. The metal ring cooled as described above is subjected to nitriding treatment at a temperature of 460 to 500 ° C. in an atmosphere containing at least ammonia gas.
[0016]
According to the nitriding treatment, since Al and Ti are already fixed, the generated atomic nitrogen can diffuse to the inner layer of the metal ring, and a sufficiently deep nitride layer can be formed. . Further, a part of FeMo that has been cooled after the sub-aging treatment by the heating of the nitriding treatment to stop the change to Fe ₂ Mo is stopped, and fine Fe ₂ Mo and Ni ₃ Mo with respect to FeMo of the mother crystal are used. And Ni ₃ AlTi precipitate in the gaps of the mother crystal. As a result, fine Fe ₂ Mo, Ni ₃ Mo, and Ni ₃ AlTi coexist with the parent crystal FeMo, so that a compressive residual stress of −1000 to −1300 MPa can be applied to the metal ring, And notch toughness.
[0017]
In the nitriding treatment, if the treatment temperature is less than 460 ° C., fine Fe ₂ Mo does not precipitate from FeMo, and if it exceeds 500 ° C., it becomes over-aged and the mechanical properties of the metal ring become insufficient.
[0018]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Next, embodiments of the present invention will be described in more detail with reference to the accompanying drawings. FIG. 1 is a graph showing the relationship between the compressive residual stress after nitriding and the aging internal hardness, FIG. 2 is an explanatory diagram showing an example of the arrangement of thermometers in the vacuum furnace, and FIG. 3 is an aging treatment by the vacuum furnace shown in FIG. FIG. 4 is a graph showing the relationship between the amount of change in the circumferential length of the metal ring and the aging internal hardness.
[0019]
The metal ring which is the object of the heat treatment method of the present embodiment is manufactured as follows. First, a thin plate of maraging steel is bent to form a loop, and then the ends are welded to form a cylindrical drum. The maraging steel has a low C composition of 0.03% or less, Si of 0.10% or less, Mn of 0.10% or less, P of 0.01% or less, and S of 0.01% or less. Carbon steel, 18-19% Ni, 4.7-5.2% Mo, 0.05-0.15% Al, 0.50-0.70% Ti, 8.5- Contains 9.5% Co.
[0020]
Next, the said cylindrical drum is hold | maintained for 20 to 120 minutes at 770-830 degreeC in a vacuum furnace, and a 1st solution treatment is performed. By the solution treatment, the crystals can be rearranged, and the hardness partially hardened by the heat during welding of the drum can be homogenized.
[0021]
Next, the cylindrical drum is cut into a predetermined width to form a ring-shaped body. Since the ring-shaped body has an edge at the end due to the cutting, the ring-shaped body is chamfered by barrel polishing and then cold-rolled at a rolling reduction of 40 to 50% to obtain a metal ring.
[0022]
The metal ring is then subjected to a second solution treatment under the same conditions as the solution treatment of the drum to recrystallize the rolled structure formed by the rolling and restore the deformed metal crystal grain shape. After that, the circumference is corrected to a predetermined circumference.
[0023]
In the method of this embodiment, the metal ring whose circumference has been corrected as described above is subjected to heat treatment including sub-aging treatment and nitriding treatment.
[0024]
In the heat treatment, the metal ring is first subjected to sub-aging treatment. In the sub-aging treatment, the metal ring is placed in a vacuum furnace having a vacuum state of 10 ⁻² Pa or less, a temperature of 400 to 460 ° C., and a Larson mirror parameter P represented by the following formula (1) is 13.5 to It is carried out by setting and heating a time and temperature falling within the range of 15.5. In the formula, T represents an absolute temperature (K), and t represents time (Hr).
[0025]
P = {T (20 + logt) × 10 ⁻³ } (1)
According to the sub-aging treatment under the vacuum state, FeMo, Ni ₃ AlTi, which is an intermetallic compound, is formed from Mo, Al, Ti, which are aging elements included in the maraging steel, and the metal ring is subjected to aging. Internal hardness is developed.
[0026]
When the metal ring subjected to the sub-aging treatment is maintained at a temperature equal to or higher than the aging treatment temperature even after the sub-aging treatment, the aging in which FeMo formed by the sub-aging treatment changes to Fe ₂ Mo. A precipitation reaction takes place. Therefore, next, the metal ring is subjected to a gas cooling process in the vacuum furnace for cooling to a temperature at which the aging precipitation reaction stops, for example, 200 ° C. or less. The cooling process can prevent the change of FeMo to Fe ₂ Mo.
[0027]
In the heat treatment, a nitriding treatment is then performed on the metal ring that has been subjected to the cooling treatment. The nitriding treatment is performed by maintaining the metal ring at a nitriding treatment temperature in the range of 460 to 500 ° C. for a predetermined time in a heating furnace having an atmosphere containing at least ammonia gas. The nitriding treatment may be a gas nitriding treatment using an ammonia gas atmosphere containing an inert gas such as nitrogen in addition to pure ammonia as an atmosphere containing at least ammonia gas, or a gas softening using a mixed gas atmosphere of ammonia gas and RX gas. Nitriding may be performed.
[0028]
According to the nitriding temperature, the ammonia gas is decomposed using Fe as a catalyst, and the generated atomic nitrogen diffuses to the inner layer of the metal ring, thereby forming a sufficiently deep nitride layer. At the same time, by heating at the nitriding temperature, part of FeMo moves to Fe ₂ Mo (high temperature phase, Laves phase), and fine Fe ₂ Mo and Ni ₃ Mo, Ni ₃ AlTi and FeMo coexist. Precipitate. The Fe ₂ Mo, Ni ₃ Mo, and Ni ₃ AlTi coexist with the FeMo, thereby exhibiting excellent hardness in the metal ring after the nitriding treatment and improving toughness.
[0029]
Next, the metal ring is kept in the vacuum furnace at a temperature of 420 to 500 ° C. for 2 hours, subjected to aging treatment, cooled to 200 ° C. or less in the vacuum furnace, and then heated in an ammonia gas atmosphere in a heating furnace The nitriding treatment was performed by maintaining the temperature at 460 to 500 ° C. for 0.5 to 2.0 hours. FIG. 1 shows the relationship between the compressive residual stress after nitriding and the aging internal hardness at this time.
[0030]
From FIG. 1, Vickers hardness (Hv _{0.3) is} obtained by maintaining the temperature in the vacuum furnace at 420 to 460 ° C. for 2 hours and performing the aging treatment in the range of the Larson Miller parameter P in the range of 13.5 to 15.5. It is clear that an aging internal hardness of 540 to 580 is obtained, and a compressive residual stress of -1000 to -1300 MPa is obtained by the subsequent nitriding treatment. On the other hand, when the aging treatment is carried out in the vacuum furnace at a temperature of 480 to 500 ° C. for 2 hours, the aging internal hardness exceeds the Vickers hardness (Hv _0.3 ) 600, passes the peak hardness and decreases again. It is clear that it will age.
[0031]
When performing the heat treatment method of the present embodiment using a vacuum furnace in a vacuum state of 10 ⁻² Pa or less, for example, a thermometer is disposed at a predetermined position in the vacuum furnace, Is measured so that the Larson-Miller parameter P is in the range of 13.5 to 15.5.
[0032]
When managing as described above, for example, as shown in FIG. 2, each apex a, b, c, d, e, f, g, h of the vacuum furnace 1, the center portion i of the bottom surface, the center portion j in the furnace Place thermometers at 10 locations. The vacuum furnace 1 has a size of 1300 mm × 1900 mm × 1000 mm, a furnace wall made of carbon, and a heater (not shown) having an output of 500 kW on the side and bottom. And the temperature detected by each thermometer is in the range of 400 to 460 ° C., and the Larson Miller parameter P is in the range of 13.5 to 15.5, so that the aging treatment of the metal ring is performed. I do.
[0033]
The result of the aging treatment is shown in FIG. From FIG. 3, the Larson-Miller parameter P and the aged internal hardness are correlated, and the temperature is in the range of 400 to 460 ° C. and the Larson-Miller parameter P is in the range of 13.5 to 15.5 . Thus, it is apparent that an aging internal hardness of Vickers hardness (Hv _0.3 ) of 540 to 580 can be obtained by performing an aging treatment on the metal ring.
[0034]
As shown in FIG. 4, the aging internal hardness also has a correlation with the circumferential length change amount of the metal ring, and the circumferential length variation amount tends to increase as the aging internal hardness increases. Therefore, according to the heat treatment method of the present embodiment, a thermometer is arranged at a predetermined position in the vacuum furnace as described above, and by knowing the Larson-Miller parameter P at that position, the aging internal hardness of A tendency of magnitude can be known, and further, a tendency of magnitude of the circumference change amount can be known from the aging internal hardness. If the tendency of the amount of change in the circumference can be known, it can be used as a reference when the metal rings are stacked on each other, which is convenient.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between compressive residual stress after nitriding and aging hardness.
FIG. 2 is an explanatory view showing an arrangement example of thermometers in a vacuum furnace.
FIG. 3 is a graph showing the relationship between Larson-Miller parameter P and aging hardness when aging treatment is performed in the vacuum furnace shown in FIG. 2;
FIG. 4 is a graph showing the relationship between the amount of change in the circumference of a metal ring and the aging hardness.
[Explanation of symbols]
1 ... Vacuum furnace.

Claims

After solutionizing the drum formed by welding the ends of the steel sheets of maraging steel, cut to a predetermined width to form a metal ring, rolling the metal ring to a predetermined length to re-solution, In the heat treatment method of the metal ring that performs aging treatment and nitriding treatment after the circumference correction,
The metal ring after the circumference correction has a temperature of 400 to 460 ° C. under a vacuum state of 10 ⁻² Pa or less, and the Larson mirror parameter P represented by the following formula (1) is in the range of 13.5 to 15.5. Sub-aging treatment by setting time and temperature and heating,
Gas cooling the metal ring subjected to the sub-aging treatment to a temperature at which the aging precipitation reaction stops;
And a step of nitriding the metal ring subjected to gas cooling at a temperature of 460 to 500 ° C. in an atmosphere containing at least ammonia gas.
P = {T (20 + logt) × 10 ⁻³ } (1)
(Where T is the absolute temperature (K), and t is the time (hr))