DE102010004722A1

DE102010004722A1 - Verschleißbeständiger, warmfester Werkstoff, sowie dessen Verwendung

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Publication number: DE102010004722A1
Application number: DE201010004722
Authority: DE
Inventors: Werner Prof. Dr.-Ing. 45527 Theisen; Paul Gerhard Dipl.-Ing. 44534 Gevelmann
Original assignee: Maschinenfabrik Koeppern GmbH and Co KG
Current assignee: Maschinenfabrik Koeppern GmbH and Co KG
Priority date: 2010-01-15
Filing date: 2010-01-15
Publication date: 2011-07-21
Anticipated expiration: 2030-01-16
Also published as: SI2354264T1; EP2354264B1; EP2354264A1; DE102010004722B4

Abstract

Die Erfindung betrifft einen verschleißbeständigen, warmfesten Werkstoff, insbesondere für ein Presswerkzeug zur Brikettierung, Kompaktierung und/oder Zerkleinerung, vorzugsweise in einer Walzenpresse. Hierbei umfasst der Werkstoff eine hartphasenreiche Guß-Legierung auf Eisenbasis mit der chemischen Zusammensetzung: C: 2,3–3,7 Gew.-%, Cr: 3,0–8,0 Gew.-%, Mo: 4,0–8,0 Gew.-%, V: 5,0–11,0 Gew.-%, W: 0,5–5,0 Gew.-%, Nb: 0,3–1,0 Gew.-%, Co: 0,5–8,0 Gew.-%, Ti: 0,2–1,5 Gew.-%, Al: 0,01–1,0 Gew.-%, Rest Fe, sowie unvermeidbare Verunreinigungen. Die Hartphasen des Werkstoffes sind als kompakte Hartphasen ausgebildet und in Volumengehalten von 10% bis 50% in der Legierung dispers und homogen verteilt. Wenigstens 50% der Hartphasen sind primäre Karbide vom Typ MC, wobei die Karbide im wesentlichen aus Vanadium und Molybdäncarbiden bestehen, und wenigstens 50% dieser primären Hartphasen weisen an ihrer schmalsten Stelle eine Größe von mindestens 7 μm auf.

Description

Die Erfindung betrifft einen verschleißbeständigen, warmfesten Werkstoff, welcher insbesondere für ein Presswerkzeug zur Brikettierung, Kompaktierung und Zerkleinerung, vorzugsweise in einer Walzenpresse geeignet ist.
Die Brikettierung zählt zu den Verfahren der Pressagglomeration, bei der eine Verdichtung des zugeführten Materials, z. B. mineralische, metallische oder organische Partikel, unter so hohem äußeren Druck erfolgt, dass einheitliche und ausreichend stabile Formkörper, sogenannte Briketts, erzeugt werden.
Häufig erfolgt die Brikettierung mit Hilfe von Walzenpressen, die nach dem Zweiwalzenprinzip arbeiten. Hierbei wird das zu brikettierende Gut in den Spalt zweier gegensinnig drehenden Brikettierwalzen gefördert. Die Druckbeanspruchung im Walzenspalt führt zu einer Umordnung der einzelnen Partikel und zu einer Verdichtung des Aufgabegutes unter Reduktion des in ihm enthaltenen Hohlraumvolumens. Entsprechend strukturierte Oberflächen der für gewöhnlich aus Metall bestehenden Brikettierwerkzeuge lassen Briketts der gewünschten Geometrie entstehen. Brikettierwalzen können aus Vollwalzen gefertigt sein oder aus Walzenkernen (Wellen) bestehen, auf denen die Brikettierwerkzeuge in Form geschlossener oder segmentierter Ringe befestigt sind.
Die Kaltbrikettierung erfolgt bei Aufgabegut-Temperaturen zwischen 20 und 400°C. Aus der Vielzahl möglicher Kaltbrikettieranwendungen seien an dieser Stelle beispielhaft die Brikettierung von Branntkalk, Chromerz, Eisenoxid, Filterstäuben, Kraftwerksasche, Magnesit, Walzzunder, Metallspänen, Klärschlamm, Natriumzyanid, Salz und Zellulose genannt.
Aufgabeguttemperaturen oberhalb von 400°C fallen in den Bereich der Heißbrikettierung, die typischerweise auch die Brikettierung von Hüttenstäuben und Eisenschwamm umfasst. Direkt reduzierter Eisenschwamm (DRI) ist für die dezentrale Stahlherstellung, besonders in Zeiten höchster Kosten für Rohstoffe und Legierungselemente, als Einsatzmaterial von wachsender Bedeutung. Da DRI wegen der starken Reoxidationsneigung nicht ohne Weiteres gelagert und transportiert werden kann, muss es auf o. a. Brikettiermaschinen mechanisch zum sogenannten „Hot Briquetted Iron” (HBI) auf eine Dichte oberhalb von 5 kg/dm³ verdichtet werden.
Durch den Kontakt der Partikel mit den Formwerkzeugen werden die Werkzeugoberflächen tribologisch hoch beansprucht. Geeignete Werkzeugwerkstoffe sind daher hohen Anforderungen an die Verschleißbeständigkeit unterworfen. Im Falle der Heißbrikettierung erfordern die Werkzeuge also bei Aufgabeguttemperaturen über 400°C eine hohe Verschleißbeständigkeit gegen die unter hohem Druck auf die Werkzeugoberfläche gepressten und relativ dazu bewegten Partikel. Der stetige Trend zu steigenden Prozesstemperaturen und Materialdurchsätzen führt zu einer zunehmend höheren Belastung der Brikettierwerkzeuge und somit auch zu einer signifikanten Verringerung der Werkzeugstandzeit.
Da die Arbeitsfläche der Heißbrikettierwerkzeuge unter hohem Pressdruck im zyklischen Kontakt mit dem heißen DRI steht, kommen hier warmfeste und hochverschleißbeständige Werkstoffe zur Anwendung. In der Heißbrikettierung von Eisenschwamm wird der Stand der Technik durch Gusssegmente mit schnellarbeitsstahlähnlicher Zusammensetzung (HSS), beispielsweise die herkömmliche Variante HS6-5-3 (1.3344), repräsentiert. Schnellarbeitsstahlsegmente werden durch Randschichthärten in einen Zustand überführt, der eine harte, verschleißbeständige Arbeitsfläche bietet. Dabei bleibt der sogenannte Segmentfuß eines Brikettiersegmentes, welches in 1 dargestellt ist, duktil und zäh. Die o. a. Verschärfung der Betriebsbedingungen hat jedoch dazu geführt, dass derartige Legierungen keine ausreichende Standzeit mehr bieten.
Aufgrund des Legierungskonzeptes besteht das Gefüge von Schnellarbeitsstählen aus einer härtbaren metallischen Matrix mit eingelagerten Karbiden, die sowohl primären als auch eutektischen Ursprungs sind. Ein typischer Gusszustand äußert sich durch primär erstarrte Metallzellen, die von einem eutektischen Karbidnetzwerk schalenförmig umschlossen sind, wie in 2 dargestellt. Zudem können vereinzelt blockige Karbide vom Typ MC vorliegen, die aus einer voreutektischen (primären) Ausscheidung resultieren. Weil primäre und eutektische Karbide bei der üblichen Austenitisierung nicht gelöst werden, bleibt die herstellungsbedingte Erstarrungsmorphologie der Karbide erhalten.
Die mechanischen Eigenschaften von Schnellarbeitsstählen werden über eine Wärmebehandlung eingestellt, bei der sowohl die Härte- als auch die Anlasstemperaturen gut aufeinander abgestimmt sein müssen. Die primäre Zielgröße der Wärmebehandlung ist die gewünschte Festigkeit, hierbei ist ein Maß z. B. die Biegebruchfestigkeit aus dem Vierpunktbiegeversuch, die über eine entsprechende Wahl der Prozessparameter an ein Höchstmaß an Zähigkeit bzw. Duktilität gekoppelt werden soll, als Maß z. B. Bruchzähigkeit aus dem Dreipunktbiegeversuch.
Aus thermodynamischer Sicht befindet sich die Metallmatrix durch die Wärmebehandlung in einem Ungleichgewichtszustand, so dass grundsätzlich eine Triebkraft für zeitabhängige mikrostrukturelle Gefügeveränderungen vorhanden ist. Während das Gefüge bei Raumtemperatur infolge unzureichender thermischer Aktivierung auch über sehr lange Zeiträume als stabil zu betrachten ist, gilt der Stabilität insbesondere bei steigender Temperatur erhöhte Aufmerksamkeit.
Zur Beurteilung der Matrixeigenschaften sowie der Gefügestabilität bei erhöhter Temperatur wird oftmals die Mikrohärtemessung herangezogen. Hierbei wird die Mikrowarmhärte durch Indentation eines Messkörpers im Gefügebereich der Legierung ohne Hartphasen, dass heißt in der metallischen Matrix, bei den gewünschten erhöhten Temperaturen anhand des erhaltenen Härteeindrucks gemessen. Es ist zu erwarten, dass die Mikrohärte der Metallmatrix mit zunehmender Temperatur abnimmt.
Maßgeblich werden die mechanischen Eigenschaften von Schnellarbeitsstählen sowohl bei Raumtemperatur als auch bei erhöhten Temperaturen von der Gefügemorphologie (insbesondere von Karbidart, -form, -größe, -verteilung und -gehalt) beeinflusst, die sich jedoch insbesondere auch auf die Verschleißbeständigkeit auswirkt. Hohe Karbidgehalte steigern den Verschleißwiderstand, sind aber zugleich zähigkeitsmindernd. Karbide vom Typ MC sind z. B. härter als solche vom Typ M₂C oder M₆C und deswegen verschleißresistenter. Längliche, z. B. nadelige bzw. plattenförmige Karbidformen sind in Bezug auf eine mögliche Rissausbreitung kritischer anzusehen als kompakte Karbide. Feine Karbide erhöhen z. B. die Festigkeit, können bei grobem, körnigem Aufgabegut jedoch ohne verschleissschützende Wirkung ausgefurcht werden. Netzförmig verteilte Karbide können z. B. nach einer Anrissbildung vorgezeichnete Pfade für die Rissausbreitung darstellen. Sogenannte Cluster (lokale Karbidansammlungen) können z. B. insbesondere bei Biegebeanspruchung potentielle Anrisskeime verkörpern.
Aufgabe der Erfindung ist es daher, einen Werkstoff, insbesondere für Presswerkzeuge zur Brikettierung von Partikeln bei erhöhten Temperaturen bereitzustellen, welcher im arbeitsnahen Bereich, z. B. Kopfbereich eines segmentierten Werkzeuges, über einen hohen Verschleißwiderstand bei hohen Arbeitstemperaturen, sowie in arbeitsferneren Bereichen gleichzeitig über eine hohe Bruchsicherheit bzw. einen hohen Widerstand gegen Rissausbreitung verfügt.
Diese Aufgabe wird durch einen verschleißbeständigen, warmfesten Werkstoff, insbesondere für ein Presswerkzeug zur Brikettierung, Kompaktierung und/oder Zerkleinerung, vorzugsweise in einer Walzenpresse, dadurch gelöst, dass der Werkstoff eine hartphasenreiche Guß-Legierung auf Eisenbasis mit der chemischen Zusammensetzung
C: 2,3–3,7 Gew.-%
Cr: 3,0–8,0 Gew.-%
Mo: 4,0–8,0 Gew.-%
V: 5,0–11,0 Gew.-%
W: 0,5–5,0 Gew.-%
Nb: 0,3–1,0 Gew.-%
Co: 0,5–8,0 Gew.-%
Ti: 0,2–1,5 Gew.-%
Al: 0,01–1,0 Gew.-%
sowie unvermeidbare Verunreinigungen umfasst. Hierbei sind die Hartphasen als kompakte Hartphasen ausgebildet und in Volumengehalten von 10% bis 50% in der Legierung dispers und homogen verteilt. Wenigstens 50% der Hartphasen sind primäre Karbide vom Typ MC, wobei die Karbide im wesentlichen Vanadium und Molybdän enthalten, und wenigstens 50% dieser primären Hartphasen weisen an ihrer schmalsten Stelle eine Größe von mindestens 7 μm auf.
Ein entsprechender Werkstoff wurde unter Berücksichtigung des gefügemorphologischen und wärmebehandlungstechnischen Einflusses auf die tribologischen und mechanischen Eigenschaften von Werkzeugwerkstoffen für die Brikettierung mittels Walzenpressen bei erhöhten Temperaturen sowie den vorgenannten Anforderungen an einen idealen Werkstoff ermittelt.
Im folgenden werden kurz die einzelnen Legierungsbestandteile und ihre Aufgabe in dem Werkstoff erläutert:
Kohlenstoff (C) dient der Karbidbildung sowie der Martensit- und Sekundärhärtung der metallischen Matrix. Hierbei werden mit dem angegebenen Anteil ausreichend Karbide, sowie Kohlenstoff für die Matrix bereitgestellt.
Vanadium (V) dient der Bildung harter, primärer Karbide vom Typ MC sowie der Erhöhung der Warmfestigkeit durch Schaffung eines hohen Matrixpotentials zur Ausscheidung feiner Sonderkarbide während der Sekundärhärtung.
Molybdän (Mo) wird zur Beteiligung an der Bildung harter, primärer Karbide vom Typ MC sowie zur Erhöhung der Warmfestigkeit durch Schaffung eines hohen Matrixpotentials zur Ausscheidung feiner Sonderkarbide während der Sekundärhärtung eingesetzt.
Wolfram (W) wird wegen der Beteiligung am Matrixpotential zur Ausscheidung feiner Sonderkarbide während der Sekundärhärtung beigegeben.
Kobalt (Co) wird zur Erhöhung der Warmfestigkeit durch Stabilisierung der fein ausgeschiedenen Sonderkarbide und Verschiebung des Sekundärhärtemaximums beigegeben.
Chrom (Cr) wird zur Beteiligung am Matrixpotential zur Ausscheidung feiner Sonderkarbide während der Sekundärhärtung eingesetzt, sowie zur Verbesserung der Härtbarkeit.
Titan (Ti) und Aluminium (Al) dienen zur Feinung des Gefüges durch Verbesserung der Keimbildungsbedingungen für primäre Karbide vom Typ MC.
Niob (Nb) dient der Feinung des Gefüges durch Verbesserung der Keimbildungsbedingungen für primäre Karbide vom Typ MC und zur Erhöhung der Warmfestigkeit durch Schaffung eines hohen Matrixpotentials zur Ausscheidung feiner Sonderkarbide während der Sekundärhärtung
Ziel der erfindungsgemäßen Legierungsentwicklungen war es, den Verschleißwiderstand durch Anhebung der Karbidmenge und Optimierung der Karbidzusammensetzung sowie durch Steigerung der Warmfestigkeit einer martensitisch härtbaren Matrix zu erhöhen. Zu diesem Zweck enthält diese Matrix zur Härtung etwa einen Anteil von 0,6 Gew.-% interstitieller Elemente, in diesem Fall Kohlenstoff. Eine Steigerung der Hartphasengehalte und deren Zusammensetzung wurde durch Variationen der Gehalte der stark karbidbildenden Elemente erreicht. Um bei Steigerung des Verschleißwiderstandes gleichzeitig auch noch eine ausreichende Zähigkeit zu gewährleisten, wurde die Morphologie sowie die Verteilung der Karbide durch Keimbildner, also Elemente, die bereits bei vergleichsweise hohen Temperaturen aus der Schmelze erstarren (Al, Ti, Nb), gezielt beeinflusst. Hierdurch konnte eine homogene Verteilung der Hartphasen ermöglicht werden. Der konventionelle Schnellarbeitsstahl HS6-5-3 fungierte als Vergleichswerkstoff für die Entwicklungen.
Durch die Feinabstimmung der Elemente in den oben genannten Bereichen führt bereits eine Austenitisierungstemperatur unterhalb von 1200°C zur Bildung eines harten martensitischen Gefüges. Die Legierung wurde hierbei so gewählt, dass nach mehrmaligem Anlassen bei Temperaturen in dem Bereich von 480°–600°C der randschichtgehärtete Arbeitsbereich des Werkzeuges eine Makrohärte von mindestens 58 HRC bei Raumtemperatur erreichte.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform hat sich eine Legierung bestehend aus: C: 2,5–3,4 Gew.-%, Cr: 4,0–7,0 Gew.-%, Mo: 5,9–7,0 Gew.-%, V: 6,0–10,0 Gew.-%, W: 1,5–3,0 Gew.-%, Nb: 0,5–0,7 Gew.-%, Co: 5,0–7,0 Gew.-%, Ti: 0,5–0,9 Gew.-%, Al: 0,01–0,7 Gew.-%, sowie unvermeidbare Verunreinigungen als vorteilhaft erwiesen. In der Praxis hat sich gezeigt, dass sich die Legierungen in dem angegebenen Bereich durch eine Kombination besonders bevorzugter Eigenschaften auszeichnen. Dieser Bereich wurde auf Grundlage thermodynamischer Gleichgewichtsberechnungen ermittelt und erfüllt die Anforderungen an erfindungsgemäße Legierungen besonders gut.
Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform können die Legierungsparameter entsprechend der in Anspruch 1 oder 2 genannten Bereiche so gewählt sein, dass sich nach einer Wärmebehandlung eine Mikrowärmhärte von mindestens 550 HV0,05 bei einer Prüftemperatur bis einschließlich 550°C, von mindestens 530 HV0,05 bis einschließlich 580°C, von mindestens 400 HV0,05 bis einschließlich 600°C und von mindestens 370 HV0,05 bis einschließlich 640°C einstellt. Entsprechende Werte sind insbesondere für den Einsatz des Werkstoffes als Presswerkzeug für die Heißbrikettierung von besonderem Vorteil und erhöhen so die Lebensdauer des Werkzeuges deutlich. Die angegebenen Temperaturen beziehen sich hierbei alle auf die Prüftemperatur.
Hierbei hat sich als die Wärmebehandlung das Härten im Temperaturbereich von 900–1220°C und das ein- oder mehrmalige Anlassen im Sekundärhärtebereich von 150–700°C, vorzugsweise 480–650°C, als besonders geeignet erwiesen.
Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform können die dispers und homogen verteilten, kompakten Hartphasen in Volumengehalten von 13 bis 50%, vorzugsweise von 13 bis 40%, besonders bevorzugt von 15 bis 50% in dem Werkstoff enthalten sein.
Ferner können wenigstens 65%, besonders bevorzugt wenigstens 80% der dispers und homogen verteilten kompakten Hartphasen vom Typ MC vorliegen.
Beide vorgenannten Merkmale wirken sich insbesondere vorteilhaft auf die Makrohärte und den Verschleißwiderstand des Werkstoffes aus.
Eine weiter bevorzugte Ausführungsform sieht vor, dass mindestens 50%, bevorzugt mindestens 70%, besonders bevorzugt mindestens 90% der dispers und homogen verteilten primären Hartphasen des Typs MC an ihrer schmalsten Stelle eine Ausdehnung von mindestens 7 μm, bevorzugt mindestens 12 μm, besonders bevorzugt mindestens 15 μm aufweisen. Hierbei sollen auch alle Querkombinationen umfasst werden, d. h. für jeden Volumengehalt werden alle angegebenen Grenzen der schmalsten Stelle beansprucht.
Vorzugsweise weisen die dispers und homogen verteilten kompakten Hartphasen eine blockige Form mit oder ohne verrundete Ecken, bevorzugt rundliche Form, besonders bevorzugt kugelige Form auf. Die Hartphasen sind hierbei zur Verdeutlichung im einzelnen in 4 dargestellt. Hierbei zeigt 4a blockige Karbide, die sich durch einen kompakten Aufbau mit relativ scharfen Kanten und Ecken auszeichnen. Rundliche Karbide sind in 4b dargestellt und weisen im wesentlichen die gleiche kompakte Form wie die blockigen Karbide auf, hierbei sind jedoch die Ecken und Kanten abgerundet ausgebildet. 4c zeigt schließlich einen Idealfall eines runden bzw. kugeligen Karbids. Die Hartphasen können hierbei erfindungsgemäß auch alle genannten Formen gleichzeitig in einem einzelnen Werkstoff aufweisen.
Nach einem bevorzugten erfindungsgemäßen Verfahren kann der Werkstoff nach dem Urformen einer Randschichtbehandlung zur Erzeugung einer harten Arbeitsfläche zugeführt werden. Hierdurch kann die Härte der Oberfläche gezielt eingestellt werden. Das Urformen erfolgt in der Regel durch Gießen.
Ferner kann der Werkstoff nach dem Urformen einer durchgreifenden Wärmebehandlung zugeführt werden.
Eine andere bevorzugte Ausführungsform kann vorsehen, dass der Werkstoff eine durch Randschichthärtung, insbesondere Flammhärtung, einstellbare Oberflächenhärte von mind. 55 HRC, vorzugsweise mind. 58 HRC, besonders bevorzugt mind. 63 HRC bei einer Prüftemperatur von 20°C aufweist. Hierdurch können die Eigenschaften des Werkstoffs gezielt bereitgestellt werden. Eine entsprechende Oberflächenhärte ist insbesondere für den Einsatz in der Kalt- und Heißbrikettierung, sowie bei der Kompaktierung und Zerkleinerung geeignet
Ferner kann der Werkstoff eine durch Randschichthärtung, insbesondere Flammhärtung einstellbare Oberflächenhärte von mind. 52 HRC, bevorzugt mind. 54 HRC, besonders bevorzugt mind. 56 HRC bei einer Temperatur von 580°C aufweisen. Vorteilhafterweise kann der Werkstoff eine Randschichthärtung, insbesondere Flammhärtung einzustellende Oberflächenhärte von mind. 42 HRC, bevorzugt mind. 45 HRC, insbesondere bevorzugt 48 HRC bei einer Temperatur von 640°C aufweisen. Werkzeuge, die aus entsprechenden Werkstoffen hergestellt sind, können insbesondere bevorzugt bei der Heißbrikettierung eingesetzt werden. Im Gegensatz zu der Mikrowarmhärte gehen bei der HRC-Messung auch die Karbidanteile der Legierung in die Messung ein, d. h. das ganze Gefüge wird als Verbund von Metallmatrix und Hartphasen gemessen.
Vorteilhafterweise kann die Biegebruchfestigkeit mindestens 820 N/mm² betragen und die Bruchzähigkeit mindestens 23 MPam^0.5, bevorzugt mindestens 25 MPam^0.5, besonders bevorzugt mindestens 27 MPam^0.5 betragen. Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform kann die Biegebruchfestigkeit des erfindungsgemäßen Werkstoffes mindestens 900 N/mm² betragen und die Bruchzähigkeit mindestens 26 MPam^0.5, bevorzugt mindestens 29 MPam^0.5, besonders bevorzugt mindestens 33 MPam^0.5 betragen. Die Biegebruchfestigkeit wurde durch einen Vier-Punktbiegeversuch gemäß der Norm DIN 51110 und die Bruchzähigkeit durch einen drei Punkt Biegeversuch gemäß der Norm ASTM E 399-90 gemessen. Entsprechende Werte haben sich in der Praxis als besonders vorteilhaft insbesondere für den Einsatz des Werkstoffes als Preßwerkzeug bei der Brikettierung erwiesen.
Der oben beschriebene erfindungsgemäße Werkstoff kann als Gusssegment, Gussstahlring oder im Verbundguss auf Walzenpressen zur Brikettierung, Kompaktierung und Zerkleinerung verwendet werden
Vorzugsweise kann der Werkstoff zur Heißbrikettierung körniger Stoffe, vorzugsweise für direkt reduziertes Eisen oder Hüttenstäube bei Temperaturen von 400°C < T < 850°C sowie zur Kaltbrikettierung bei Temperaturen von –20 < T < 400°C zum Einsatz kommen. Ein entsprechender Werkstoff ist folglich vielseitig einsetzbar und erweitert somit gleichzeitig das Einsatzgebiet von aus diesem gefertigten Werkzeugen.
Vorteilhafterweise können die Formmulden des herzustellenden Werkzeuges durch Urformen vorgegeben werden, so dass sich das Herstellungsverfahren deutlich verkürzt.
Ferner können Formmulden des herzustellenden Werkzeuges durch Bearbeitung vor oder nach der Wärmebehandlung, z. B durch Spanen, EDM, ECM, eingebracht werden.
Gemäß eines weiteren bevorzugten Verfahrens kann der Werkstoff aus der Schmelze zu einem Pulver gasverdüst werden, das durch Sintern mit oder ohne Druck mit oder ohne flüssige Phase verdichtet und zugleich auf einem Stahlsubstrat zur Herstellung eines Segmentes oder Ringes mit Formmulden aufgesintert wird, wobei die Größe der primären Hartphasen maximal 20 μm beträgt. Hierdurch kann der Einsatzbereich des erfindungsgemäßen Werkstoffs auch auf pulvermetallurgische Verfahren erweitert werden, wobei sich bei dieser Herstellung die Größe der primären Hartphasen im Vergleich zur schmelzmetallurgischen Herstellung herstellungsbedingt ändert.
Gleichermaßen kann der Werkstoff aus der Schmelze zu einem Pulver gasverdüst werden, welches nach dem Befüllen und Evakuieren einer gasdichten Blechkapsel durch heißisostatisches Pressen auf einem festen oder pulverförmigen Stahlsubstrat zur Herstellung eines Segmentes oder Ringes mit Formmulden verdichtet wird, wobei die Größe der primären Hartphasen maximal 7 μm beträgt oder kann über kaltisostatisches Pressen, uniaxiales Pressen, Strangpressen oder Pulverschmieden verdichtet oder durch thermisches Spritzen weiterverarbeitet werden, wobei die Größe der primären Hartphasen maximal 7 μm beträgt.
Bevorzugte Ausführungsformen der Erfindung werden nachfolgend unter Bezugnahme auf die beigefügte Zeichnung näher erläutert. Es zeigt:
1 eine Prinzipskizze eines gegossenen Rohlings für ein Brikettiersegment,
2 eine Rasterelektronenmikroskopaufnahme des Gefüges des konventionellen Schnellarbeitsstahles HS 6-5-3,
3 Rasterelektronenmikroskopaufnahmen der Legierung gemäß des erfindungsgemäßen Beispieles 1,
4 bevorzugte Formen dispers und homogen verteilter kompakter Hartphasen, und
5 eine Darstellung der Mikrowärmhärte über der Prüftemperatur für die drei erfindungsgemäßen Legierungsbeispiele, sowie die konventionelle Legierung HS 6-5-3.
In 1 ist, wie bereits ausgeführt ein Gußrohling eines Brikettiersegmentes dargestellt. Hierbei umfasst der Gußrohling einen Segmentkopf 1 und einen Segmentfüsse 2. Ein entsprechender Gußrohling wird zunächst vorbereitet, um die Flächen insbesondere hinsichtlich der Durchmesser vorzubearbeiten. Nach einer durchgeführten Wärmebehandlung erfolgt das Einbringen von Förmchen bzw. Formmulden in die Oberfläche des Segmentkopfes 1. Eine Vielzahl entsprechender, zusätzlich einer Endbearbeitung unterworfener Brikettiersegmente werden dann auf einer Walzenoberfläche angeordnet und bilden eine annähernd geschlossene Arbeitsfläche auf dieser.
Um eine ausreichende Lebensdauer entsprechender Brikettiersegmente sowohl bei der Kalt- wie auch insbesondere der Heißbrikettierung zu gewährleisten, muss der Segmentkopf einen hohen Verschleißwiderstand bei hohen Arbeitstemperaturen aufweisen und der Segmentfuß 2 gleichzeitig über eine hohe Bruchsicherheit bzw. hohen Widerstand gegen Rissausbreitung verfügen. Die vorliegende Erfindung stellt einen Werkstoff zur Verfügung, welcher diese Anforderungen vollständig erfüllt.
In 3 ist das Gefüge einer Legierungsvariante gemäß eines ersten Beispiels der Erfindung dargestellt. Diese Legierung, welche eine besondere Ausführungsform der Erfindung mit 2.5 Gew.-% C, 4.0 Gew.-% Cr, 5.0 Gew.-% Mo, 6.0 Gew.-% V, 2.0 Gew.-% W, 0.70 Gew.-% Nb, 5.0 Gew.-% Co, 0.90 Gew.-% Ti, 0.05 Gew.-% Al darstellt, wird im folgenden als HB1 bezeichnet. Wie aus den Gefügebildern deutlich wird, ist neben geringen Mengen der Karbidtypen M₂C und M₆C ein hoher Anteil an hochharten Karbiden des Typs MC in eine warmfeste, sekundär gehärtete Metallmatrix eingebettet. Nach dem Austenitisieren mit T_A < 1200°C und mehrmaligem Anlassen erreichte die erfindungsgemäße Zusammensetzung HB1 eine Makrohärte von 60 HRC bei Raumtemperatur.
Die besondere Ausführungsform HB1 gemäß Beispiel 1 aus dem erfindungsgemäßen Legierungsbereich mit 2.5 Gew.-% C, 4.0 Gew.-% Cr, 5.0 Gew.-% Mo, 6.0 Gew.-% V, 2.0 Gew.-% W, 0.70 Gew.-% Nb, 5.0 Gew.-% Co, 0.90 Gew.-% Ti sowie geringen Mengen Al stellt einen Werkstoff mit fein verteilten Monokarbiden, eingebettet in eine warmfeste Matrix ohne Hartphasen-Netzwerkbildung zur Verfügung.
Eine entsprechende Legierung kann durch Einsatz bekannter Gußverfahren unter Verwendung bekannter Parameter hergestellt werden. Im Rahmen der vorliegenden Erfindung wurden folgende Verfahrensschritte und Parameter verwendet. Das Gießen erfolgte im Sandgußverfahren. Hierbei betrugen die Abgußtemperaturen 1400–1650°C. Die Abkühlung der Legierung erfolgte im Formkasten. Unter Verwendung der oben genannten Parameter wurde die oben genannte, wie auch die beiden nachfolgenden Legierungsbeispiele als beispielhafte bevorzugte Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung hergestellt.
Im einzelnen wurden als Keimbildner für die weitere Ankristallisation von vanadium- und molybdänhaltigen Karbiden des Typs MC geringe Mengen an Nb und Ti zugegeben, die früh in Form von feinverteilten Monokarbiden aus der Schmelze ausgeschieden werden. In die gleiche Richtung zielt die Zugabe von Aluminium, das Sauerstoff und Stickstoff in fein ausgeschiedenen Al-Oxiden bzw. Nitriden abbindet. Zur Gewährleistung einer für einen guten Verschleißwiderstand notwendigen Karbidmenge wurden 6 Gew.-% Vanadium eingesetzt. Für die Warmfestigkeit der Matrix wurden die mischkristallverfestigenden Eigenschaften des Kobalts (5 Gew.-%) sowie in geringem Maße die des Molybdäns genutzt. Um bei dieser Legierung die Bildung von M₆C-Karbiden aus der Schmelze zu minimieren, fand Wolfram mit nur 2 Gew.-% Anwendung. Diese Legierungszusammensetzung bewirkt eine frühe Erstarrung von vanadiumreichen Monokarbiden mit Anteilen an Mo, Ti, Cr sowie Nb und W. Berechnungen und Messungen zufolge enthält die Legierung einen Gesamtkarbidgehalt von 16 Vol.-%. Der Kohlenstoffgehalt wurde auf 2.5 Gew.-% C gesetzt, damit nach Erstarrung der Hartphasen und einem Austenitisieren und Abschrecken noch ca. 0,6 Gew.-% C in der Matrix gelöst sind, um eine martensitisch härtbare Matrix zu gewährleisten.
Nachfolgend wird ein zweites Beispiel der vorliegenden Erfindung näher erläutert. Eine zweite erfindungsgemäß ausgeführte Legierung, welche nachfolgend als HB2 bezeichnet wird, enthielt 3.1 Gew.-% C, 7.0 Gew.-% Cr, 7.0 Gew.-% Mo, 8.0 Gew.-% V, 1.5 Gew.-% W, 0.7 Gew.-% Nb, 5.0 Gew.-% Co, 0.9 Gew.-% Ti und geringe Anteile Al. Die Legierung gemäß Beispiel 2 war auf die Erzielung einer möglichst hohen Karbidmenge bei gleichzeitig warmfester Matrix ausgelegt. Alle karbidbildenden Legierungselemente wurden daher in hohen Konzentrationen zulegiert. Neben den als Keimbildner fungierenden Elementen Titan (0.9 Gew.-%), Niob (0.7 Gew.-%) sowie Aluminium kamen vor allem Vanadium (8.0 Gew.-%) sowie Molybdän (7.0 Gew.-%) zum Einsatz. Molybdän wird zum Teil mit in die Monokarbide eingebaut und bildete ein hartes Mischkarbid zusammen mit Vanadium und Kohlenstoff. Insgesamt wurde ein Karbidgehalt von etwa 21 Vol.-% angestrebt. Der erhöhte Chromgehalt wurde zur Erhöhung der Einhärtetiefe sowie einer Härtesteigerung der Matrix eingesetzt. Das Element Kobalt diente mit 5 Gew.-% der Warmfestigkeitssteigerung. Der Wolframgehalt wurde auf 1.5 Gew.-% gesenkt, um die Bildung unerwünschter M₆C-Karbide zu vermeiden. Die große Menge keim- und karbidbildender Elemente bewirkte eine sehr frühe Erstarrung von Monokarbiden aus der Schmelze. Dies bedeutet gleichzeitig, dass andere Phasen, insbesondere die unerwünschten M₆C- sowie M₂C-Karbide, nur in geringem Maße aus der Schmelze entstehen. Durch einen Kohlenstoffgehalt knapp oberhalb von 3 Gew.-% C konnte ein Matrixkohlenstoffgehalt von knapp 0,6 Gew.-% bei Härtetemperaturen unterhalb von 1200°C realisiert werden. Nach dem Härten wurde durch Anlassen im Sekundärhärtebereich ein ausreichend hartes Gefüge eingestellt, das bei Anwendungstemperaturen knapp unterhalb der Anlasstemperatur eine hohe Warmhärte aufwies.
Ein drittes erfindungsgemäßes Beispiel einer weiteren erfindungsgemäßen Ausführungsform des genannten Legierungsbereiches wird durch die nachfolgende Legierung, im folgenden HB3 bezeichnet, näher beschrieben. Mit HB3, welche 3.4 Gew.-% C, 6.0 Gew.-% Cr, 7.0 Gew.-% Mo, 10.0 Gew.-% V, 1.5 Gew.-% W, 0.5 Gew.-% Nb, 7.0 Gew.-% Co, 0.9 Gew.-% Ti und geringe Gehalte an Aluminium enthielt, wurde ein Werkstoff bereitgestellt, der auf hohe Verschleißbeständigkeit bei gleichzeitig hoher Warmfestigkeit ausgelegt ist. Neben den warmfestigkeitssteigernden Elementen Kobalt (7.0 Gew.-%) und Molybdän (7.0 Gew.-%), welches in diesem Konzept auch der Bildung von Mischkarbiden diente, wurde der Gehalt an M₆C-bildendem Wolfram (1.5 Gew.-%) zugunsten des monokarbidbildenden Vanadiums (10 Gew.-%) reduziert. Chrom wurde mit 6 Gew.-% eingebunden, vor allem, um die Einhärtetiefe bei Randschichthärtung zu erhöhen. Der Gehalt an Kohlenstoff betrug bei dieser Legierung 34 Gew.-%. Thermodynamischen Gleichgewichtsberechnungen zufolge bietet dieses Legierungskonzept bereits bei moderaten Härtetemperaturen unterhalb von 1150°C einen ausreichenden Kohlenstoffgehalt von etwa 0.53 Gew.-% in der Matrix. Das aus thermodynamischen Berechnungen ermittelte Phasendiagramm weist ein weites Gebiet aus Austenit und Karbid des Typs MC auf, das insbesondere auch einen gewissen Spielraum für den Kohlenstoffgehalt in dieser Legierung erlaubt. Die entstehenden Monokarbide bilden auch hier den dominierenden Karbidtyp, der in einem Gehalt von etwa 24 Vol.-% vorliegt.
Die Eigenschaften der erfindungsgemäßen Legierungen wie auch die herkömmlicher Schnellarbeitsstähle wurden in verschiedenen Untersuchungen ermittelt und einander gegenübergestellt. Die ermittelten Ergebnisse sind hierbei in der nachfolgenden Tabelle 1 zusammengefasst.
Die Gesamtkarbidmenge des konventionellen Schnellarbeitsstahles HS 6-5-3 liegt im Bereich von 8 bis 11 Vol-% und beinhaltet dabei etwa 1 bis 2 Vol-% Karbide des Typs MC. Im Gegensatz dazu liegt der Gesamtkarbidgehalt der neuen, erfindungsgemäßen Legierungen HB1, HB2 und HB3 zwischen 16 und 24 Vol-% (vergleiche Tabelle 1, Spalte 1) und besteht zum größten Anteil aus harten Karbiden des Typs MC, wie zusätzliche Untersuchungen gezeigt haben, z. B. Rasterelektronenmikroskopaufnahmen und Karbidanalysen.
Der abrasive Verschleißwiderstand bei Raumtemperatur liegt für HB1, HB2 und HB3 deutlich höher, wie beispielsweise der Stift-Scheibe-Verschleißversuch gegen das Abrasiv Flint der Körnung 220 im Vergleich zum HS 6-5-3 (vergleiche Tabelle 1, Spalte 2) aussagt. Wird zum Beispiel eine Warmhärte der Metallmatrix von mindestens 530 HV0.05 gefordert, so halten die neuen Legierungen HB1, HB2 und HB3 diese Mindesthärte noch bei wesentlich höheren Temperaturen als der konventionelle Werkstoff HS 6-5-3 (Tabelle 1, Spalte 3). Bei einer Temperatur von 580°C liegen die ermittelten Mindestwerte für die Warmhärte für HB1, HB2 und HB3 signifikant höher als beim konventionellen HS 6-5-3 (Tabelle 1, Spalte 4). Die Kombination aus hoher Verschleißbeständigkeit und hoher Warmhärte macht sich besonders im Warmverschleißversuch bemerkbar, in dem die Werkstoffproben bei hoher Temperatur einem abrasiven Angriff durch lose Flintteilchen ausgesetzt werden. Die in Tabelle 1, Spalte 5 angegebenen Kennwerte für HB1, HB2 und HB3 übersteigen den Wert für den konventionellen HS 6-5-3 erheblich und verdeutlichen das Potential der erfindungsgemäßen Legierungen für den Werkzeugeinsatz bei hohen Temperaturen.
Als Maß für die Festigkeit eines Brikettiersegmentes sind in der Tabelle 1 in Spalte 6 die im Vierpunkt-Biegeversuch (4PB) ermittelte Biegebruchfestigkeiten im gehärteten und angelassenen Zustand sowie in der Tabelle 1 in Spalte 7 Biegebruchfestigkeiten im weichgeglühten Zustand der Legierungen HB1, HB2 und HB3 im Vergleich zum konventionellen Werkstoff HS 6-5-3 angegeben. Dabei ist zu beachten, dass ein zunehmender Gehalt an groben Hartphasen unter ansonsten vergleichbaren Bedingungen die Anfälligkeit gegen Bruch für gewöhnlich erhöht. Der erfindungsgemäße Vorteil der ausgeführten Legierungen HB1, HB2 und HB3 liegt in der Kombination aus angemessen hoher Festigkeit und Verschleißbeständigkeit und kommt daher insbesondere dann zum Vorschein, wenn die Festigkeitswerte mit dem für einen hohen Verschleißwiderstand verantwortlichen Gesamtkarbidgehalt multiplikativ zu einem Kennwert verknüpft werden.
Dieser Kennwert liegt für die neuen Legierungen HB1, HB2 und HB3 sowohl für den gehärteten und angelassenen Zustand (vergleiche Tabelle 1, Spalte 8) als auch für den weichgeglühten Zustand (vergleiche Tabelle 1, Spalte 9) weit über demjenigen des Vergleichswerkstoffes HS 6-5-3.
Als Maß für die Zähigkeit eines Brikettiersegmentes sind in Tabelle 1, Spalte 10 die im Dreipunkt-Biegeversuch (3PB) ermittelten Bruchzähigkeiten im gehärteten und angelassenen Zustand sowie in Tabelle 1, Spalte 11 die Bruchzähigkeiten im weichgeglühten Zustand der Legierungen HB1, HB2 und HB3 im Vergleich zum konventionellen Werkstoff HS 6-5-3 angegeben. Dabei ist zu beachten, dass ein zunehmender Gehalt an groben Hartphasen unter ansonsten vergleichbaren Bedingungen die Bruchzähigkeit für gewöhnlich senkt. Der erfindungsgemäße Vorteil der beschriebenen Legierungen HB1, HB2 und HB3 liegt in der Kombination aus angemessen hoher Zähigkeit und Verschleißbeständigkeit und kommt daher insbesondere dann zum Vorschein, wenn die Zähigkeitswerte mit dem für einen hohen Verschleißwiderstand verantwortlichen Gesamtkarbidgehalt multiplikativ zu einem Kennwert verknüpft werden. Dieser Kennwert liegt für die neuen Legierungen HB1, HB2 und HB3 sowohl für den gehärteten und angelassenen Zustand (vergleiche Tabelle 1, Spalte 12) als auch für den weichgeglühten Zustand (vergleiche Tabelle 1, Spalte 13) weit über demjenigen des Vergleichswerkstoffes HS 6-5-3.
Die geforderten Eigenschaften hoher Verschleißbeständigkeit, Festigkeit und Zähigkeit können schließlich in einem Kennwert aus der multiplikativen Verknüpfung des ermittelten Gesamtkarbidgehaltes, der Biegebruchfestigkeit und der Bruchzähigkeit zum Ausdruck gebracht werden. Auch hierbei wird der erfindungsgemäße Vorteil der ausgeführten Legierungen HB1, HB2 und HB3 im Vergleich zum konventionellen Werkstoff für den gehärteten und angelassenen Zustand (vergleiche Tabelle 1, Spalte 14) sowie den weichgeglühten Zustand (vergleiche Tabelle 1, Spalte 15) überaus deutlich.
Im Vergleich zur netzförmigen Anordnung der im konventionellen Werkstoff HS 6-5-3 enthaltenen Karbide sollten die harten primären Karbide vom Typ MC in den erfindungsgemäß ausgeführten Legierungen HB1, HB2 und HB3 homogen und möglichst dispers verteilt vorliegen. Wie in 3 an einer Aufnahme eines Gefügeschliffs der Legierung HB1 gezeigt, gelingt dies im beanspruchten Legierungsbereich hervorragend. Das Gefüge umfasst fein verteilte Monokarbide, eingebettet in eine warmfeste Matrix ohne Hartphasen-Netzwerkbildung.
5 zeigt schließen graphisch einen Vergleich der bei durchgeführten Messungen erzielen Mikrowarmhärten über die Prüftemperaturen. Es wird deutlich, dass sich die erfindungsgemäßen Legierungen durch deutlich besser Mikrowarmhärten, insbesondere bei höheren Temperaturen auszeichnen.
Im Einsatz kann ein aus dem erfindungsgemäßen Werkstoff hergestelltes Werkzeug zusammen mit anderen Werkzeugen über eine Schraubverbindung, eine Klemmverbindung oder eine Schrumpfverbindung auf einem Walzenkern fixiert werden.
Ferner kann der Werkstoff als Werkzeug außer einer segment-, ring- oder walzen- bzw. zylinderförmigen Geometrie auch andere Geometrien wie eine Stab-, Kegel-, Pilz-, Quader-, Würfel-, Pyramiden-, Kugel-, Platten- oder auch eine prismatische, paraboloide oder hyperboloide Form annehmen und lässt sich in verschiedensten Gebieten einsetzen
Ein entsprechendes Werkzeug kann auch in einer anderen als einer segment-, ring- oder walzen- bzw. zylinderförmigen Geometrie bei einer Verarbeitung mineralischer Güter zum Einsatz kommen, bei der das Werkzeug durch Indentation und/oder Abrasion beansprucht wird.
Ferner kann es auch in einer anderen als einer segment-, ring- oder walzen- bzw. zylinderförmigen Geometrie bei einer Verarbeitung mineralischer Güter zum Einsatz kommen, bei der das Werkzeug durch Drücken, Scheren, Schlagen, Prallen oder Reiben tribologisch beansprucht wird.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Nicht-Patentliteratur

Norm DIN 51110 [0038]
Norm ASTM E 399-90 [0038]

Claims

Verschleißbeständiger, warmfester Werkstoff, insbesondere für ein Presswerkzeug zur Brikettierung, Kompaktierung und/oder Zerkleinerung, vorzugsweise in einer Walzenpresse, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff eine hartphasenreiche Guß-Legierung auf Eisenbasis mit der chemischen Zusammensetzung C: 2,3–3,7 Gew.-% Cr: 3,0–8,0 Gew.-% Mo: 4,0–8,0 Gew.-% V: 5,0–11,0 Gew.-% W: 0,5–5,0 Gew.-% Nb: 0,3–1,0 Gew.-% Co: 0,5–8,0 Gew.-% Ti: 0,2–1,5 Gew.-% Al: 0,01–1,0 Gew.-%, Rest Fe, sowie unvermeidbare Verunreinigungen umfasst, dass die Hartphasen als kompakte Hartphasen ausgebildet und in Volumengehalten von 10% bis 50% in der Legierung dispers und homogen verteilt sind, wenigstens 50% der Hartphasen primäre Karbide vom Typ MC sind, wobei die Karbide im wesentlichen Vanadium und Molybdän enthalten, und wenigstens 50% dieser primären Hartphasen an ihrer schmalsten Stelle eine Größe von mindestens 7 μm aufweisen.
Verschleißbeständiger, warmfester Werkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Guß-Legierung auf Eisenbasis folgende chemische Zusammensetzung umfasst besteht: C: 2,5–3,4 Gew.-% Cr: 4,0–7,0 Gew.-% Mo: 5,9–7,0 Gew.-% V: 6,0–10,0 Gew.-% W: 1,5–3,0 Gew.-% Nb: 0,5–0,7 Gew.-% Co: 5,0–7,0 Gew.-% Ti: 0,5–0,9 Gew.-% Al: 0,01–0,7 Gew.-%, Rest Fe, sowie unvermeidbare Verunreinigungen.
Verschleißbeständiger, warmfester Werkstoff nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungsparameter entsprechend der in Anspruch 1 oder 2 genannten Bereiche so gewählt sind, dass sich nach einer Wärmebehandlung eine Mikrowärmhärte bei einer Prüftemperatur von mindestens 550 HV0,05 bis einschließlich 550°C, von mindestens 530 HV0,05 bis einschließlich 580°C, von mindestens 400 HV0,05 bis einschließlich 600°C und von mindestens 370 HV0,05 bis einschließlich 640°C einstellt.
Verschleißbeständiger, warmfester Werkstoff nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Wärmebehandlung das Härten im Temperaturbereich von 900–1220°C und das Anlassen im Sekundärhärtebereich von 150–700°C, vorzugsweise von 480–650°C umfasst.
Verschleißbeständiger, warmfester Werkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die dispers und homogen verteilten, kompakten Hartphasen in Volumengehalten von 13 bis 50%, bevorzugt von 13 bis 40%, besonders besonders bevorzugt von 15 bis 50% in dem Werkstoff enthalten sind.
Verschleißbeständiger, warmfester Werkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass wenigstens 65%, besonders bevorzugt wenigstens 80% der dispers und homogen verteilten kompakten Hartphasen mit dem Typ MC vorliegen.
Verschleißbeständiger, warmfester Werkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass mindestens 50%, bevorzugt mindestens 70%, besonders bevorzugt mindestens 90% der dispers und homogen verteilten primären Hartphasen des Typs MC an ihrer schmalsten Stelle eine Ausdehnung von mindestens 7 μm, bevorzugt mindestens 12 μm, besonders bevorzugt mindestens 15 μm aufweisen.
Verschleißbeständiger, warmfester Werkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die dispers und homogen verteilten kompakten Hartphasen eine blockige Form mit oder ohne verrundete Ecken, bevorzugt rundliche Form, besonders bevorzugt kugelige Form aufweisen.
Verschleißbeständiger, warmfester Werkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff eine durch Randschichthärtung, insbesondere Flammhärtung einstellbare Oberflächenhärte von mind. 55 HRC, vorzugsweise mind. 58 HRC, besonders bevorzugt mind. 63 HRC bei einer Prüfemperatur von 20°C aufweist.
Verschleißbeständiger, warmfester Werkstoff nach Anspruch 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff eine durch Randschichthärtung, insbesondere Flammhärtung einstellbare Oberflächenhärte von mind. 52 HRC, bevorzugt mind. 54 HRC, besonders bevorzugt mind. 56 HRC bei einer Prüftemperatur von 580°C aufweist.
Verschleißbeständiger, warmfester Werkstoff nach Anspruch 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff eine durch Randschichthärtung, insbesondere Flammhärtung einzustellende Oberflächenhärte von mind. 42 HRC, bevorzugt mind 45 HRC, besonders bevorzugt mind. 48 HRC bei einer Temperatur von 640°C aufweist.
Verschleißbeständiger, warmfester Werkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Biegebruchfestigkeit mindestens 820 N/mm² beträgt und die Bruchzähigkeit mindestens 23 MPam^0.5, bevorzugt mindestens 25 MPam^0.5 besonders bevorzugt mindestens 27 MPam^0.5 beträgt.
Verschleißbeständiger, warmfester Werkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Biegebruchfestigkeit mindestens 900 N/mm² beträgt und die Bruchzähigkeit mindestens 26 MPam^0.5, bevorzugt mindestens 29 MPam^0.5 besonders bevorzugt mindestens 33 MPam^0.5 beträgt.
Verwendung des verschleißbeständigen, warmfesten Werkstoffes nach einem der Ansprüche 1 bis 13 als Gusssegment, Gussstahlring oder im Verbundguss auf Walzenpressen zur Brikettierung, Kompaktierung und/oder Zerkleinerung.
Verwendung des verschleißbeständigen; warmfesten Werkstoffes nach einem der Ansprüche 1 bis 13 zur Heißbrikettierung kömiger Stoffe, vorzugsweise für direkt reduziertes Eisen oder Hüttenstäube bei Temperaturen von 400°C < T < 850°C.
Verwendung des verschleißbeständigen, warmfesten Werkstoffes nach einem der Ansprüche 1 bis 13 zur Kaltbrikettierung bei Temperaturen von –20 < T < 400°C.
Verfahren zur Herstellung des verschleißbeständigen, warmfesten Werkstoffes nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff nach dem Urformen auf einer Randschichtbehandlung zur Erzeugung einer harten Arbeitsfläche zugeführt wird.
Verfahren zur Herstellung des verschleißbeständigen, warmfesten Werkstoffes nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff nach dem Urformen einer durchgreifenden Wärmebehandlung unterworfen wird.
Verfahren zur Herstellung des verschleißbeständigen, warmfesten Werkstoffes nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Formmulden des herzustellenden Werkzeuges durch das Urformen vorgegeben werden oder durch Bearbeitung vor oder nach der Wärmebehandlung eingebracht werden.
Verfahren zur Herstellung des verschleißbeständigen, warmfesten Werkstoffes nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff aus der Schmelze zu einem Pulver gasverdüst wird, das durch Sintern mit oder ohne Druck mit oder ohne flüssige Phase verdichtet und zugleich auf einem Stahlsubstrat zur Herstellung eines Segmentes oder Ringes mit Formmulden aufgesintert wird, wobei die Größe der primären Hartphasen maximal 20 μm beträgt.
Verfahren zur Herstellung des verschleißbeständigen, warmfesten Werkstoffes nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff nach der Schmelze zu einem Pulver gasverdüst wird, welches nach dem Befüllen und Evakuieren einer gasdichten Blechkapsel durch heißisostatisches Pressen auf einem festen oder pulverförmigen Stahlsubstrat zur Herstellung eines Segmentes oder Ringes mit Formmulden verdichtet wird, wobei die Größe der primären Hartphasen maximal 7 μm beträgt.
Verfahren zur Herstellung des verschleißbeständigen, warmfesten Werkstoffes nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff aus der Schmelze zu einem Pulver gasverdüst wird, das über kaltisostatisches Pressen, uniaxiales Pressen, Strangpressen oder Pulverschmieden verdichtet oder durch thermisches Spritzen weiterverarbeitet wird, wobei die Größe der primären Hartphasen maximal 7 μm beträgt.