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Die Erfindung betrifft eine Legierung zur Herstellung von Gegenständen mit hoher Warmfestig- keit und Zähigkeit.
Im Speziellen bezieht sich die Erfindung auf einen Warmarbeitsstahl-Gegenstand mit hoher Härte, hoher Warmfestigkeit und hoher thermischer Stabilität.
Allgemein können Warmarbeitsstähle als thermisch vergütbare Eisenbasislegierungen be- zeichnet werden, deren erhöhte mechanische Eigenschaften nach der Wärmebehandlung, insbe- sondere deren hohe Festigkeit und Härte bis zu Temperaturen von 500 C und darüber erhalten bleiben.
Den steigenden Anforderungen der technischen Entwicklung entsprechend besteht die allge- meine Forderung an Warmarbeitswerkstoffe deren Güte weiter zu verbessern und insbesondere deren Warmfestigkeit bei hoher thermischer Stabilität zu steigern, sowie die Zähigkeit zu erhöhen.
Übliche Warmarbeitsstähle sind kohlenstoffhaltige Eisenbasislegierungen mit 0,3 bis 0,4 Gew.-% Kohlenstoff (C), deren Härte mit einer Abschreckhärtung durch Martensitbildung im Gefüge und einem Anlassen anforderungsgemäss erhöht wird. Ein Zusatz von Legierungselemen- ten in der Regel in Gew.-%:
Silizium (Si) bis 1,5
Chrom (Cr) 2,5 bis 5,5
Molybdän (Mo) bis 3,0
Vanadin (V) bis 1,0 zum Eisenbasiswerkstoff und eine Anwendung von besonders gestalteten Wärmebehandlungsver- fahren gestattet es, aus diesem einen Gegenstand herzustellen, der hohe Werte für gewünschte mechanische Eigenschaften bei einer Verwendungstemperatur bis zu ca. 500 C besitzt. Durch Zulegieren von Wolfram (W) bis 9 Gew.-% und Kobalt (Co) bis 3,0 Gew.-% kann die Einsatztempe- ratur etwas erhöht werden.
Im Wesentlichen ergibt sich die Warmhärte derartiger Stähle durch einen Ausscheidungsme- chanismus, der vom Fachmann als Sekundärhärteanstieg bezeichnet wird, wobei feinste Chrom- Molybdän-Wolfram-Vanadin-Karbide im Martensitgitter gebildet werden.
Eine weitere im Wesen zur Abschreckhärtung unterschiedliche Steigerung der Festigkeit eines Werkstoffes kann durch eine Ausscheidungshärtung erreicht werden. Die Voraussetzung für eine Ausscheidungshärtung ist eine mit der Temperatur abnehmende Löslichkeit eines Legierungszu- satzes bzw. von Legierungselementen im Grundmetall.
Bei einer Ausscheidungshärtung wird ein legierter Werkstoff vorerst einer Lösungsglühbehand- lung mit einer anschliessenden, verstärkten Abkühlung unterworfen, mit welcher ein Legierungszu- satz oder eine Phase vollständig oder teilweise in Lösung gebracht und in übersättigter Lösung gehalten wird. Ein anschliessendes Erwärmen auf eine Temperatur unterhalb der Lösungsglühtem- peratur bewirkt ein Ausscheiden des Übersättigungsanteiles der (des) Elemente(s) oder der Pha- se(n), was eine Änderung der Werkstoffeigenschaften, in der Regel einen Materialhärteanstieg, bewirkt.
Ausscheidungshärtbare Eisenbasiswerkstoffe besitzen in der Regel Legierungsgehalte in Gew.-% von :
Kohlenstoff (C) bis 0,05
Mangan (Mn) bis 2,0
Chrom (Cr) bis 16,0
Molybdän (Mo) bis 6,0
Nickel (Ni) bis 26,0
Vanadin (V) bis 0,4
Kobalt (Co) bis 10,0
Titan (Ti) bis 3,0
Aluminium (AI) bis 0,3
Sowohl die Eisenbasislegierungen mit einer Martensitbildung bei einer Abschreckhärtung, als auch jene, die durch Ausscheidung von Elementen und Phasen eine Änderung ihrer mechanischen Eigenschaften erfahren, haben den Nachteil gemeinsam, dass im jeweiligen Bereich der Legie- rungszusammensetzung und/oder durch eine Wärmebehandlungstechnologie jeweils nur Einzelei- genschaften, wie zum Beispiel die Härte und Festigkeit oder die Temperaturbeständigkeit, verbes- sert werden, damit aber ein Abfall von weiteren Eigenschaftswerten,
wie zum Beispiel die Material-
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zähigkeit, die thermische Stabilität und dergleichen, verbunden ist.
Ziel der Erfindung ist es, eine Legierung anzugeben, die es ermöglicht, das Eigenschaftsprofil insgesamt eines daraus gefertigten Gegenstandes zu verbessern. Gemäss der Aufgabe der Erfin- dung ist ein Warmarbeitsstahl-Gegenstand mit gleichzeitig hoher Härte und hoher Zähigkeit, hoher Warmfestigkeit und hoher thermischer Stabilität zu schaffen.
Das Ziel der eingangs genannten Erfindung wird mit einer Legierung, enthaltend in Gew.-%:
Kohlenstoff (C) 0,15 bis 0,44
Silizium (Si) 0,04 bis 0,3
Mangan (Mn) 0,06 bis 0,4
Chrom (Cr) 1,2 bis 5,0
Molybdän (Mo) 0,8 bis 6,5
Nickel (Ni) 3,4 bis 9,8
Vanadin (V) 0,2 bis 0,8
Kobalt (Co) 0,1 bis 9,8
Aluminium (AI) 1,4 bis 3,0
Kupfer (Cu) unter 1,3
Niob (Nb) unter 0,35
Eisen (Fe) Rest sowie Begleitelemente und herstellungsbedingte Verunreinigungen, erreicht.
Die sich mit der Erfindung ergebenden Vorteile sind im Wesentlichen darin zu sehen, dass durch legierungstechnische Massnahmen ein Werkstoff geschaffen wurde, bei welchem der Abschreck- oder Martensithärtung eine Ausscheidungshärtung überlagerbar ist. Dabei sind die Aktivitäten der Legierungselemente dem Kohlenstoff gegenüber und jene hinsichtlich der Verbin- dungs- bzw. Phasenbildung derart günstig gewählt, dass auch bei vergleichsweise niedrigen Austenitisierungstemperaturen eine Härtung durch feinste, sekundäre Karbidausscheidungen, insbesondere Chrom-Molybdän-Vanadin-Karbide, und eine Härtung durch eine Ausscheidung von intermetallischen Phasen, insbesondere von AI Fe2Ni bei der Vergütung gleichzeitig erfolgen und eine hohe Warmhärte bei hoher Zähigkeit des Werkstoffes erreicht wird.
Gemäss der Erfindung ist auch eine Durchhärtbarkeit von grossen Teilen verbessert möglich, weil legierungstechnisch ein entsprechendes thermisches Umwandlungsverhalten des Werkstoffes eingestellt ist. Desgleichen sind die Anlassbeständigkeit und somit die thermische Stabilität des vergüteten Materials bei hoher Härte wesentlich verbessert.
In einer Eisenbasislegierung nach der Erfindung ist ein Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,15 Gew. -% vorgesehen, damit eine für einen gewünschten Sekundärhärteanstieg ausreichende Karbidmenge ausscheidbar ist. Höhere Kohlenstoffkonzentrationen als 0,44 Gew.-% können mit den vorgesehenen karbidbildenden Elementen störende, die Zähigkeit mindernde Primärkarbide bilden, so dass der Gehalt an Kohlenstoff zwischen 0,15 und 0,44 Gew.-% betragen soll.
Der Gehalt an Silizium muss einer vorteilhaften Zusammensetzung eines Desoxidationspro- duktes wegen mindestens 0,04 Gew.-% betragen, soll andererseits jedoch nicht höher als 0,3 Gew.-% sein, weil höhere Siliziumwerte die Materialzähigkeit nachteilig beeinflussen.
Mangan ist mit einer Konzentration zwischen 0,06 und 0,4 Gew.-% erfindungsgemäss im Stahl vorgesehen. Niedrigere Gehalte können eine Brüchigkeit bei einer Warmformgebung und höhere Gehalte Nachteile für die Härtbarkeit des Materials bewirken.
Die Gehalte an Chrom, Molybdän und Vanadin sind wichtig für eine gewünschte Sekundärhär- tebildung des Werkstoffes bei der Vergütung und sollen gemeinsam betrachtet werden. Chromge- halte unter 1,2 Gew.-% wirken sich nachteilig auf die Durchhärtbarkeit des Materials aus, solche von über 5,0 Gew.-% verschlechtem die thermische Stabilität desselben, weil dadurch die Aktivität des Molybdäns zurückgedrängt wird.
Bei Molybdän-Konzentrationen unter 0,8 Gew. -% wird im Zuge der Wärmebehandlung zuwenig von diesem Element in Lösung gebracht, was zu niedrigen Sekundärhärtewerten führt. Über 6,5 Gew.-% Molybdän im Stahl kann einen zu hohen Karbidanteil bewirken, was Zähigkeitseinbu- #en des Materials und wirtschaftliche Nachteile erbringen kann.
Der starke Karbidbildner Vanadin ist erfindungsgemäss mit einem Mindestgehalt von 0,2 Gew.-% vorgesehen, um eine ausreichende, stabile Sekundärhärtung des Stahles sicher zustellen. Höhere Gehalte als 0,8 Gew. -% Vanadin können insbesondere bei Kohlenstoffgehalten
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im oberen Bereich der vorgesehenen Konzentrationsspanne, zur Ausscheidung von primären Karbiden führen, wodurch die Zähigkeitseigenschaften des Werkstoffes sprunghaft verschlechtert werden.
Die Wirkung von Niob ist zwar ähnlich derjenigen von Vanadin, zeichnet sich jedoch durch eine Bildung von sehr stabilen Karbiden aus, sodass der Gehalt an Niob vorteilhaft unter 0,35 Gew.-% betragen soll.
Zur Sicherstellung eines gewünschten Sekundärhärteanstieges bei einem Anlassen des Mar- tensitgefüges der erfindungsgemässen Legierung weist diese somit bei einer Kohlenstoffkonzentra- tion von 0,15 bis 0,44 Gew.-% Gehalte in Gew.-% an Chrom von 1,2 bis 5,0, Molybdän von 0,8 bis 6,5 und an Vanadin von 0,2 bis 0,8 auf.
Die Nickelkonzentration des Stahles und dessen Aluminiumgehalt sind im Hinblick auf die Aus- scheidungskinetik der Phase von Typ AI Fe2Ni zur Härtesteigerung bei einer vorgesehenen Wär- mebehandlungstechnologie zu sehen. Bei Nickelgehalten unter 3,4 Gew. -% und bei einer Alumini- um-Konzentration von weniger als 1,4 Gew.-% ist eine Ausscheidungshärtung zurückgedrängt, also der additive Härteanstieg als Werkstoffes beim Anlassen gering.
Höhere Gehalte als 9,8 Gew. -% Nickel verschieben die v/d Umwandlung zu tieferen Tempera- turen, was zu Problemen bei der Weichglühbehandlung des Stahles, einer hohen Bearbeitungshär- te und der Störung der Ausscheidungskinetik führen kann.
Gehalte über 3,0 Gew.-% Aluminium fördern in nachteiliger Weise einen hohen DELTA-(6)- Ferrit-Bereich im Umwandlungsverhalten, eine Nitridbildung und senken die Materialzähigkeit der Legierung.
Erfindungsgemäss liegt daher der Nickelgehalt und der Aluminiumgehalt des Stahles in Gew.-% in den Bereichen 3,4 bis 9,8 Nickel und 1,4 bis 3,0 Aluminium.
Kupfer kann unerwünschte, intermetallische Phasen bilden und soll von geringer Konzentration von unter 1,3 Gew.-% im Stahl enthalten sein.
Zur weiteren Verbesserung des Eigenschaftsprofiles der erfindungsgemässen Legierung kann vorgesehen sein, dass diese ein oder mehrere der Elemente mit folgenden Konzentrationen in Gew.-% aufweist :
Kohlenstoff (C) 0,25 bis 0,4, vorzugsweise 0,31 bis 0,36
Silizium (Si) 0,1 bis 0,25, vorzugsweise 0,15 bis 0,19
Mangan (Mn) 0,15 bis 0,3, vorzugsweise 0,2 bis 0,29
Chrom (Cr) 1,9 bis 2,9, vorzugsweise 2,2 bis 2,8
Molybdän (Mo) 1,2 bis 4,5, vorzugsweise 2,1 bis 2,9
Nickel (Ni) 5,0 bis 7,6, vorzugsweise 5,6 bis 7,1
Vanadin (V) 0,24 bis 0,6, vorzugsweise 0,25 bis 0,4
Kobalt (Co) 1,4 bis 7,9, vorzugsweise 1,6 bis 2,9
Aluminium (AI) 1,6 bis 2,9, vorzugsweise 2,1 bis 2,8
Durch diese engeren Gehaltsbereiche von Elementen in der chemischen Zusammensetzung des Stahles kann eine weitere Eigenschaftsverbesserung der daraus hergestellten Gegenstände erreicht werden.
Von besonderer Wichtigkeit für insgesamt hohe mechanische Stahlwerte, insbesondere aber auch für hohe Zähigkeitseigenschaften des Werkstoffes ist ein limitierter Anteil von Beimengungen.
In einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung ist eine Legierung vorgesehen, enthaltend eine oder mehrere der Begleit- und Verunreinigungselemente mit folgenden MAXIMAL-Konzentra- tionen in Gew.-%:
Phosphor (P) 0,02, vorzugsweise 0,005
Schwefel (S) 0,008, vorzugsweise 0,003
Kupfer (Cu) 0,15, vorzugsweise 0,06
Titan (Ti) 0,01, vorzugsweise 0,005
Niob (Nb) 0,001, vorzugsweise 0,0005
Stickstoff (N) 0,025, vorzugsweise 0,015
Sauerstoff (0) 0,009, vorzugsweise 0,002
Calzium (Ca) 0,003, vorzugsweise 0,001
Magnesium (Mg) 0,003, vorzugsweise 0,001
Zinn (Sn) 0,01, vorzugsweise 0,005
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Tantal (Ta) 0,001, vorzugsweise 0,0005
Um eine besonders ausgeprägte, der Sekundärhärtung durch Karbide überlagerte, Ausschei- dungshärtbarkeit der Legierung zu erreichen, kann von Vorteil sein,
wenn der Wert Nickelgehalt gebrochen durch Aluminiumgehalt jeweils in Gew.-% zwischen 1,8 und 4,2, vorzugsweise zwi- schen 2,1 und 3,9 beträgt. Dadurch wird ein Überhang eines die Ausscheidung bildenden Elemen- tes vermieden.
Die gestellte Aufgabe der Erfindung wird gemäss eines verbesserten Eigenschaftsprofiles bei einem Warmarbeitsstahl-Gegenstand gelöst, wenn ein nach einem schmelzmetallurgischen oder pulvermetallurgischen Verfahren hergestelltes Vormaterial, insbesondere durch Warmumformung und Bearbeitung in Form gebracht wurde, welcher geformte Gegenstand nach einer aushärtenden Wärmbehandlung sekundär ausgeschiedene Karbide, sowie intermetallische Ausscheidungen aufweist.
Die Gesamthärte des Werkstoffes wird dabei vorteilhaft durch eine Überlagerung des Sekun- därhärteanstieges durch Karbidausscheidungen und der Ausscheidungshärtung erreicht. Dadurch können hohe Materialhärtewerte erzielt werden, obwohl die Vergütetechnologie auf einen Erhalt hoher Werkstoffzähigkeit gerichtet ist und im Vergleich mit einem Warmarbeitsstahl nach dem Stand der Technik niedere Härtetemperaturen Verwendung finden. Diese niedrigere Austenitisie- rungstemperatur kann auch wesentliche Vorteile hinsichtlich eines geringen Verzuges bei einer Vergütungsbehandlung kompliziert geformter Teile haben.
Werden jedoch die Härtetemperaturen auf einem hohen Niveau eingestellt, so ergeben sich bei sonst üblichen guten Materialzähigkeiten extrem hohe Härtewerte des Stahlgegenstandes.
Wenn im Gefüge des Warmarbeitsstahl-Gegenstandes ein Verhältnis intermetallische Aus- scheidungen gebrochen durch sekundär ausgeschiedene Karbide jeweils in Vol.-% von kleiner 3,0, vorzugsweise von 1,0 und kleiner, jedoch über 0,38, gegeben ist, sind bei hohen Härtewerten die Zähigkeit besonders hoch und die thermische Stabilität um bis zu 50 C und mehr zu höheren Temperaturen verschoben.
Ein Warmarbeitsstahl-Gegenstand nach der Erfindung, welcher sekundär ausgeschiedene Chrom-Molybdän-Vanadin-Mischkarbide und im Wesentlichen intermetallische Phasen des Types AI Fe2Ni im Gefüge aufweist, hat ein besonders bevorzugtes Eigenschaftsprofil und kann in übli- chen Härteanlagen bei vergleichsweise niedrigen Härtetemperaturen wirtschaftlich hergestellt sein.
Eine ausgeprägte thermische Stabilität des Gegenstandes kann erreicht werden, wenn die Le- gierung einen Verhältniswert von Chrom + Molybdän + Vanadin gebrochen durch Kohlenstoff jeweils in Gew.-% von grösser 13, jedoch kleiner 19 besitzt.
An Hand von einige Untersuchungsergebnissen und Darstellungen soll die Erfindung beispiel- haft näher erläutet werden.
Aus einer erfindungsgemässen Legierung A, aus einem üblichen Warmarbeitsstahl B und aus einem ausscheidungshärtenden Stahl C (Maraging Stahl) wurden Proben hergestellt, thermisch vergütet und deren Materialeigenschaften untersucht. Die Legierungen weisen die in Tab. 1 ange- gebenen chemischen Zusammensetzungen auf:
EMI4.1
<tb> Element <SEP> Legierung <SEP> A <SEP> Legierung <SEP> B <SEP> Legierung <SEP> C
<tb>
<tb> C <SEP> 0,32 <SEP> 0,38 <SEP> 0,13
<tb>
<tb> Si <SEP> 0,18 <SEP> 0,40 <SEP> < 0,05
<tb>
<tb> Mn <SEP> 0,25 <SEP> 0,33 <SEP> < 0,02
<tb> Cr <SEP> 2,45 <SEP> 4,79 <SEP> 0,11
<tb>
<tb> Mo <SEP> 2,43 <SEP> 2,78 <SEP> 5,26
<tb>
<tb> Ni <SEP> 6,46 <SEP> 0,18 <SEP> 18,01
<tb>
<tb> V <SEP> 0,28 <SEP> 0,62 <SEP> 0,02
<tb>
<tb> Co <SEP> 1,97 <SEP> < 0,05 <SEP> 8,71
<tb>
<tb> AI <SEP> 2,46 <SEP> 0,016 <SEP> 0,13
<tb>
<tb> Cu <SEP> 0,06 <SEP> 0,07 <SEP> 0,08
<tb>
<tb> Nb <SEP> < 0,005 <SEP> < 0,005 <SEP> < 0,005
<tb>
<tb> Fe <SEP> bal. <SEP> bal. <SEP> bal.
<tb>
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EMI5.1
<tb>
Element <SEP> Legierung <SEP> A <SEP> Legierung <SEP> B <SEP> Legierung <SEP> C
<tb>
<tb> P <SEP> 0,008 <SEP> 0,015 <SEP> < 0,005
<tb>
<tb>
<tb> S <SEP> 0,001 <SEP> 0,001 <SEP> 0,009
<tb>
<tb>
<tb> Ti <SEP> < 0,005 <SEP> < 0,005 <SEP> 0,79
<tb>
<tb>
<tb> N <SEP> 0,0048 <SEP> 0,0068 <SEP> 0,0017
<tb>
<tb>
<tb> 0 <SEP> 0,0022 <SEP> 0,0023 <SEP> 0,0007
<tb>
<tb>
<tb> Ca
<tb>
<tb>
<tb> Mg
<tb>
<tb>
<tb> Sn <SEP> < 0,005 <SEP> < 0,005 <SEP> 0,009
<tb>
<tb>
<tb> Ta
<tb>
Tab. 1
Am Probematerial erfolgte vorerst eine Messung der thermischen Ausdehnung a [10/K] in Abhängigkeit der Temperatur bei einer Ausgangshärte des Werkstoffes von 50 bis 52 HRC.
Die aus Tab. 2 entnehmbaren Werte zeigen, dass im Vergleich mit einem konventionellen Warmarbeitsstahl B die erfindungsgemässe Legierung eine geringere Ausdehnung aufweist, was auch auf eine bessere Formstabilität bei einer Wärmebehandlung hinweist.
EMI5.2
<tb>
Temperatur <SEP> [ C] <SEP> A <SEP> B <SEP> C
<tb>
<tb> 100 <SEP> 10,8 <SEP> 11,2 <SEP> 9
<tb> 200 <SEP> 11,2 <SEP> 11,61 <SEP> 9,5
<tb> 300 <SEP> 11,7 <SEP> 12 <SEP> 9,95
<tb> 400 <SEP> 12,2 <SEP> 12,5 <SEP> 10,44
<tb>
EMI5.3
Nach einer Härtung auf jeweils ca. 55 HRC von Proben aus der erfindungsgemässen Legierung A und des konventionellen Warmarbeitsstahles B wurde der Härteverlauf der Werkstoffe in Abhän- gigkeit der Temperatur ermittelt. Dabei ist von wesentlicher Bedeutung, dass zur Erreichung dieser Härte die erfindungsgemässe Legierung A eine Austenitisierungstemperatur von 990 C benötigte, beim üblichen Warmarbeitsstahl B jedoch eine solche von 1050 C erforderlich war.
In Abhängigkeit der Temperatur, wie aus Tab. 3A und Tab. 3B ersichtlich, stieg im Bereich zwischen 500 C und 600 C die Härte der erfindungsgemäss zusammengesetzten Probe A auf Werte um 60 HRC an, wo hingegen beim konventionellen Warmarbeitsstahl B ein maximaler Härtewert von 56 HRC bei 500 C ermittelt wurde.
EMI5.4
<tb>
A
<tb>
<tb> Temperatur <SEP> Härte <SEP> in <SEP> HRC <SEP> B
<tb>
<tb> 25 <SEP> 54 <SEP> Temperatur <SEP> Härte <SEP> In <SEP> HRC
<tb>
EMI5.5
EMI5.6
<tb> 300 <SEP> 51 <SEP> 300 <SEP> 52
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 400 <SEP> 54 <SEP> 400 <SEP> 53
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 500 <SEP> 60 <SEP> 500 <SEP> 54
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 530 <SEP> 60 <SEP> 530 <SEP> 53
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 560 <SEP> 60 <SEP> 560 <SEP> 52
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 590 <SEP> 59 <SEP> 590 <SEP> 50
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 620 <SEP> 55 <SEP> 620 <SEP> 47
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 650 <SEP> 49 <SEP> 650 <SEP> 43
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> 680 <SEP> 43 <SEP>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb>
<tb> Tab. <SEP> 3A <SEP> Tab. <SEP> 3B <SEP>
<tb>
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In graphischer Darstellung ist in Fig.
1 der jeweilige Härteverlauf in Abhängigkeit der Tempera- tur des erfindungsgemässen Werkstoffes A und der Warmarbeitsstahllegierung B nach dem Stand der Technik vergleichend gezeigt.
Ausgehend von gleicher Härte, die jedoch mit einer gegebenenfalls vorteilhaften geringeren Austenitisierungstemperatur erreicht wird, erfolgt bei der erfindungsgemässen Legierung A durch einen überlagerten Ausscheidungsmechanismus, bei welchem AIFe2Ni-Ausscheidungen in feinster Form im Gefüge gebildet werden, ein wesentlich grösserer Anstieg der Warmhärte des Gegenstan- des, wobei diese auch bei höheren Temperaturen erhalten bleibt.
Basierend auf einer Härteangabe nach Vickers erfolgte die Untersuchung des Erweichungs- verhaltens der Werkstoffe in Abhängigkeit der Zeit bei einer Temperaur von 650 C.
Eine Härteermittlung am Probekörper bei der Prüftemperatur wurde nach der Rückprallhärte- methode (Shore hardness) durchgeführt, für welche Rücksprungwerte bislang lediglich eine Um- rechnung in Vickers-Härtewerte vorliegt.
Ausgehend von annähernd gleicher Härte bei Raumtemperatur und zwar von 50-52 HRC, wel- che für die Legierungen A, B und C mit einer Zusammensetzung gemäss Tab. 1 durch unterschied- liche in der Untersuchungsbeilage Ergebnis-Blatt 1 angegebene thermische Vergütungsverfahren erreicht wurden, erfolgte eine Härteprüfung über die Zeit bei 650 C.
Im Vergleich mit einem konventionellen Warmarbeitsstahl B und einem Maragingstahl C wies die erfindungsgemässe Legierung A bei gleicher Ausgangshärte bei 650 C, während einer Zeit von bis zu 1000 Minuten die höchste Werkstoffhärte auf. Nach dieser Zeit besass der Maragingstahl C eine höhere Härte bei hoher thermischer Stabilität, wo hingegen der erfindungsgemässe Warmar- beitsstahl A bis zu ca. 2000 Minuten etwa 10 % seiner Härte verlor. Die thermische Stabilität des konventionellen Warmarbeitsstahl B war gering; der Härteunterschied im Vergleich mit der erfin- dungsgemässen Legierung A vergrösserte sich bis 1000 Minuten stetig.
Ergebnis-BLATT 1
Ausgangshärte: 50-52 HRC
Wärmebehandlung:
A : Härten 990 C // 30 min // Ölabschreckung
Anlassen: 640 C // 3x1 h // Luftabkühlung
B: Härten 1050 C // 30 min // Ölabschreckung
Anlassen: 550 C //1 h// Luftabkühlung + 610 C//2 h// Luftabkühlung
C :
Härten 820 C // 30 min // Ölabschreckung
Anlassen: 570 C //3 h// Luftabkühlung
Erweichungsverhalten
A (=betrachtete Legierung) B (konventioneller Warmabeitsstahl C (Maragingstahl)
EMI6.1
<tb> Zeit <SEP> [min] <SEP> Härte <SEP> [HV] <SEP> Zeit <SEP> [min] <SEP> Härte <SEP> [HV] <SEP> Zeit <SEP> [min] <SEP> Härte <SEP> [HV]
<tb>
<tb> 2,89034 <SEP> 346,95705 <SEP> 2,89034 <SEP> 336,2518 <SEP> 2,89034 <SEP> 294,89709
<tb>
<tb> 4,08581 <SEP> 355,72974 <SEP> 4,08581 <SEP> 335,64438 <SEP> 4,08581 <SEP> 298,33194
<tb>
<tb> 5,77573 <SEP> 362,37786 <SEP> 5,77573 <SEP> 332,74216 <SEP> 5,77573 <SEP> 300,39692
<tb>
<tb> 8,16463 <SEP> 367,00547 <SEP> 8,16463 <SEP> 327,7911 <SEP> 8,16463 <SEP> 301,23444
<tb>
<tb> 11,54158 <SEP> 369,71665 <SEP> 11,54158 <SEP> 321,03717 <SEP> 11,54158 <SEP> 300,98688
<tb>
<tb> 16,31528 <SEP> 370,61546 <SEP> 16,31528 <SEP> 312,72632 <SEP> 16,
31528 <SEP> 299,79666
<tb>
<tb> 23,06342 <SEP> 369,806 <SEP> 23,06342 <SEP> 303,10452 <SEP> 23,06342 <SEP> 297,80617
<tb>
<tb> 32,60264 <SEP> 367,39232 <SEP> 32,60264 <SEP> 292,41773 <SEP> 32,60264 <SEP> 295,1578
<tb>
<tb> 46,08737 <SEP> 363,47851 <SEP> 46,08737 <SEP> 280,91191 <SEP> 46,08737 <SEP> 291,99397
<tb>
<tb> 65,1495 <SEP> 358,16863 <SEP> 65,1495 <SEP> 268,83304 <SEP> 65,1495 <SEP> 288,45706
<tb>
<tb> 92,09588 <SEP> 351,56676 <SEP> 92,09588 <SEP> 256,42706 <SEP> 92,09588 <SEP> 284,68948
<tb>
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EMI7.1
<tb> A <SEP> (=betrachtete <SEP> Legierung) <SEP> B <SEP> (konventioneller <SEP> Warmabeitsstahl <SEP> C <SEP> (Maragingstahl)
<tb>
EMI7.2
EMI7.3
<tb> 260,15225 <SEP> 325,04994 <SEP> 260,15225 <SEP> 219,70618 <SEP> 260,15225 <SEP> 273,4267 <SEP>
<tb>
EMI7.4
EMI7.5
<tb> 1468,49759 <SEP> 264,72894
<tb>
<tb> 2075,
8806 <SEP> 251,18246
<tb>