DE102010062011B3

DE102010062011B3 - Verfahren zur Wärmebehandlung von hochfesten Eisenlegierungen

Info

Publication number: DE102010062011B3
Application number: DE201010062011
Authority: DE
Inventors: Julia Kristin Hufenbach; Jürgen Eckert; Uta Kühn; Stefanie Kohlar
Original assignee: Leibniz Institut fuer Festkorper und Werkstofforschung Dresden eV
Current assignee: Leibniz Institut fuer Festkorper und Werkstofforschung Dresden eV
Priority date: 2010-11-26
Filing date: 2010-11-26
Publication date: 2011-12-01
Anticipated expiration: 2030-11-27
Also published as: KR20130121894A; KR101893888B1; WO2012069329A1; EP2643488A1

Abstract

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf das Gebiet der Materialwissenschaft und betrifft ein Verfahren zur Wärmebehandlung von hochfesten Eisenlegierungen. Formkörper aus derartigen Eisenlegierungen sind einsetzbar als Schneid-, Stanz- und Umformwerkzeuge. Die Aufgabe der Erfindung besteht in der Angabe eines Verfahrens zur Wärmebehandlung von hochfesten Eisenlegierungen, mit dem sowohl die Härte, als auch die Festigkeit unter Zug- und Druckbeanspruchungen und die Verformbarkeit der Eisenlegierungen deutlich gesteigert werden können. Gelöst wird die Aufgabe durch ein Verfahren, bei dem die Legierungselemente gemischt, aufgeschmolzen und anschließend in eine Gussform mit Abkühlgeschindigkeiten von mindestens 10 K/s gegossen werden, nachfolgend der Gussformkörper mindestens zweimal unmittelbar nacheinander angelassen wird, wobei die Anlasstemperaturen zwischen 500 und 600°C, die Haltezeiten beim Anlassen zwischen 30 Sekunden und 15 min und die Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeiten mindestens 15 K/min betragen.

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf das Gebiet der Materialwissenschaft und betrifft ein Verfahren zur Wärmebehandlung von hochfesten Eisenlegierungen. Formkörper aus derartigen Eisenlegierungen sind einsetzbar als Schneid-, Stanz- und Umformwerkzeuge, in der Fahrzeugindustrie, im Maschinen- und Werkzeugbau, in der Flugzeugindustrie, sowie in der Fördertechnik z. B. für Baggerzähne, wenn eine besonders hohe Festigkeit in Kombination mit einer guten Verformbarkeit gefordert wird.
Bekannt sind hochfeste kristalline Eisenlegierungen mit metastabilen Phasenanteilen auf Grund hoher Erstarrungsraten in den Zusammensetzungen (Fe_84.4Cr_5.2Mo_5.2Ga_5.2)_100-xC_x (in Atom-%) mit x = 9 und 17, Fe_84.3Cr_4.3Mo₄₆V_2.2C_4.6 (in Atom-%) ( DE 10 2006 024 358 A1 ; K. Werniewicz et al.: Acta Mater. 55, (2007) 3513–3520; U. Kühn et al.: Appl. Phys. Lett. 90, (2007) 261901-1–261901-3) sowie die Legierung Fe_88.9Cr_4.3V_2.2C_4.6 (U. Kühn et al.: J. Mater. Res. 25 (2), (2010) 368–374).
Bekannt ist ebenfalls, dass man durch das Anlassen der hochfesten Eisenlegierung Fe_84.3Cr_4.3Mo₄₆V_2.2C_4.6 (in Atom-%) bei 600°C sowie der Wärmebehandelung bei 900°C und 1300°C, eine Steigerung der Verformbarkeit erzielen kann, diese aber mit einem Festigkeits- und Härteabfall verbunden ist (A. Schlieter et al.: Mater. Res. 25 (6), (2010) 1164–1171).
Weiterhin ist bekannt, dass die herkömmlichen Wärmebehandlungsverfahren von Werkzeugstählen in der Regel sehr komplex ( DE 15 08 453 A1 , DE 10 2004 037 067 B3 , EP 0 714 990 A1 ) und damit zeit- und kostenintensiv sind, da der Werkstoff nach dem Gießprozess in der Regel spannungsarm geglüht, gehärtet und danach angelassen wird. Die Anlasszeiten betragen dabei für Werkzeugstähle häufig über eine Stunde (H.-J. Eckstein, Technologie der Wärmebehandlung von Stahl, VEB Deutscher Verlag für Grundstoffindustrie, 1977). Allerdings ist auch bekannt, dass bei einem Stahl mit ca. 1% Kohlenstoff bereits nach einer Anlasszeit von wenigen Minuten ein großer Härteabfall zu beobachten ist (V. Läpple, Wärmebehandlung des Stahls, EUROPA Lehrmittel, 2006).
Des Weiteren ist bekannt, dass karbidbildende Elemente in Stählen, wie Cr, Mo, V und W, beim Anlassen bei Temperaturen zwischen 400°C und 600°C zu einem Wiederanstieg der Festigkeit und Härte führen können (F. Silva, N. I. A. et al.: Mater. Charact., 56, (2006) 3–9; Y. Wang et al.: J. Mater. Sci. 45, (2010) 3442–3447).
Bekannt ist außerdem, dass die Zugfestigkeit bei Stählen in der Regel mit steigender Anlasstemperatur fällt (A. Benazza et al: J. Mater. Sci. 42, (2007), 834–840; H. Czichos, M. Henneke, Hütte-Das Ingenieurwissen, Springer-Verlag, 2007; V. Läpple, Wärmebehandlung des Stahls, EUROPA Lehrmittel, 2006). Dies stellt einen Nachteil bei der Verwendung der Stähle bei erhöhten Arbeitstemperaturen dar, da mit einem Festigkeitsabfall bzw. einem Erweichen des Werkstoffs zu rechnen ist.
Nachteilig bei den Lösungen des Standes der Technik ist also, dass nach der Herstellung von Eisenlegierungen deren Härte, Festigkeit und Verformbarkeit noch nicht ausreichend hoch sind.
Die Aufgabe der Erfindung besteht in der Angabe eines Verfahrens zur Wärmebehandlung von hochfesten Eisenlegierungen, mit dem sowohl die Härte, als auch die Festigkeit unter Zug- und Druckbeanspruchungen und die Verformbarkeit der Eisenlegierungen deutlich gesteigert werden können, sowie eine hochfeste Eisenlegierung anzugeben, die diese verbesserten Eigenschaften aufweist.
Die Aufgabe wird durch die in den Ansprüchen angegebene Erfindung gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen sind Gegenstand der Unteransprüche.
Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren zur Wärmebehandlung von hochfesten Eisenlegierungen werden die Legierungselemente gemischt, aufgeschmolzen und anschließend in eine Gussform gegossen, wobei die Abkühlung der Legierung in der Gussform mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10 K/s realisiert wird und die Abkühlgeschwindigkeit in Abhängigkeit von der einzustellenden Phasenzusammensetzung gewählt wird, wobei höhere Abkühlgeschwindigkeiten die Bildung der martensitischen Phase fördern, nachfolgend der Gussformkörper mindestens zweimal unmittelbar nacheinander angelassen wird, wobei die Anlasstemperaturen zwischen 500 und 600°C, die Haltezeiten beim Anlassen zwischen 30 Sekunden und 15 min und die Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeiten mindestens 15 K/min betragen.
Vorteilhafterweise wird mindestens das Aufschmelzen und Gießen unter Sauerstoffabschluss durchgeführt.
Weiterhin vorteilhafterweise wird das Anlassen unter Sauerstoffabschluss, noch vorteilhafterweise unter Argonatmosphäre, durchgeführt.
Ebenfalls vorteilhafterweise werden zur Realisierung der Abkühlgeschwindigkeiten während des Gießens Gussformen mit einer geringen Dicke des herzustellenden Gussformkörpers eingesetzt, wobei noch vorteilhafterweise Gussformen mit einer Dicke des herzustellenden Gussformkörpers von 1 bis 30 mm, und noch vorteilhafterweise von 10 bis 20 mm oder von 12 bis 20 mm, eingesetzt werden.
Und auch vorteilhafterweise werden Abkühlgeschwindigkeiten während des Gießens von 20 K/s bis 1000 K/s, noch vorteilhafterweise von 100 bis 200 K/s, und/oder die Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeiten während des Anlassens von 15 K/min bis 100 K/min, noch vorteilhafterweise von 20 bis 80 K/min, realisiert.
Vorteilhaft ist es auch, wenn der Gussformkörper nachfolgend dreimal bis sechsmal nacheinander angelassen wird,
Es ist ebenfalls vorteilhaft, wenn Anlasstemperaturen zwischen 520°C und 580°C eingesetzt werden.
Weiterhin vorteilhaft ist es, wenn Haltezeiten einer oder mehrere Anlassphasen zwischen 1 und 4 Minuten realisiert werden.
Die erfindungsgemäße hochfeste Eisenlegierung enthält gemäß der Formel Fe_aE1_bE2_cE3_dE4_e E1 ein oder mehrere Elemente der Gruppe B, C, N und O,
E2 ein oder mehrere Elemente der Gruppe Cr, V, Mo, W, Ti, Ta, Zr, Hf und Nb,
E3 ein oder mehrere Elemente der Gruppe Al und Si,
E4 ein oder mehrere Elemente der Gruppe Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu,
mit
a = 100 – (b + c + d + e)
b = 0,01 bis 15
c = 0,5 bis 13
d = 0 bis 10
e = 0,01 bis 5
(a, b, c, d, e in Atom-%),
und kann geringe, herstellungstechnisch bedingte Zusätze und Verunreinigungen enthalten, und das Gefüge der hochfesten Eisenlegierung weist eine homogene Mikrostruktur auf, die aus

– > 80 Vol.-% martensitischer (trz – tetragonal raumzentriert) Phase und
– dem Rest an boridischen und/oder carbidischen und/oder nitridischen und/oder oxidischen Phasen

Vorteilhafterweise sind ferritische und/oder bainitische Phasen vorhanden.
Ebenfalls vorteilhafterweise weist der Werkstoff der Formkörper eine Zusammensetzung b = 1–6, c = 7–13, d = 3–6 und e = 0,01–0,09 (in Atom-%) auf.
Weiterhin vorteilhafterweise weist der Werkstoff der Formkörper eine Zusammensetzung Fe_aCr_c1Mo_c2V_c3C_bY_e mit a = 70–90, b = 3–6, c1 = 3–5, c2 = 3–5, c3 = 1–3, und e = 0,01–0,09 (in Atom-%)
oder eine Zusammensetzung Fe_aCr_c1Mo_c2V_c3C_bSi_dY_e mit a = 70–90, b = 3–6, c1 = 3–5, c2 = 3–5, c3 = 1–3, d = 1–3 und e = 0,01–0,09 (in Atom-%)
auf.
Mit der erfindungsgemäßen Lösung wird es erstmals möglich, hochfeste Eisenlegierungen anzugeben, die eine deutlich erhöhte Härte, Festigkeit unter Zug- und Druckbeanspruchungen und Verformbarkeit zeigen. Dies wird erfindungsgemäß erreicht, indem Eisenlegierungen hergestellt werden, die nach dem Gießen ein Gefüge mit einer homogenen Mikrostruktur aufweisen, die

– 40 bis 80 Vol.-% martensitische (trz – tetragonal raumzentriert) Phase und
– 5 bis 35 Vol.-% austenitische (kfz – kubisch flächenzentriert) Phase und
– den Rest an boridischen und/oder carbidischen und/oder nitridischen und/oder oxidischen Phasen enthält, wobei der Volumenanteil an austenitischer Phase ansteigt, je geringer der Anteil an den Legierungselementen Cr, V, Mo, W, Ti, Ta, Zr, Hf und/oder Nb ist. Eine derartige Eisenlegierung mit dieser homogenen Mikrostruktur wird dann mindestens zweimal angelassen, wobei die Anlasstemperaturen zwischen 500 und 600°C, die Haltezeiten beim Anlassen zwischen 30 Sekunden und 15 Minuten und die Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeiten mindestens 20 K/min betragen.

Zur Realisierung der boridischen und/oder carbidischen und/oder nitridischen Phasen im Gefüge wird das Aufschmelzen und Gießen unter Sauerstoffabschluss, vorteilhafterweise unter Argonatmosphäre, durchgeführt.
Um die Abkühlgeschwindigkeiten während des Gießens realisieren zu können, müssen die Gussformen von deutlich größerer Dicke als der herzustellende Gussformkörper sein. Die Gussformkörper besitzen vorteilhafterweise eine Dicke von 1 bis 30 mm, noch vorteilhafterweise von 10 bis 20 mm oder von 12 bis 20 mm. Derartige Gussformen sind beispielsweise Kupferkokillen mit entsprechenden Abmessungen des zu gießenden Formkörpers.
Die erfindungsgemäße hochfeste Eisenlegierung, die erfindungsgemäß hergestellt wurde, zeigt dabei besonders gute mechanische Eigenschaften, wie Härten bis 65 HRC, Festigkeiten über 4000 MPa sowie Stauchungen über 25%.
Vorteilhafterweise erfolgt die erfindungsgemäße Wärmebehandlung bei den Anlasstemperaturen, bei dem das Sekundärhärtemaximum der jeweils hergestellten Legierung liegt.
Insbesondere durch die erfindungsgemäße Phasenzusammensetzung des homogenen Mikrogefüges werden die deutlich verbesserten Eigenschaften erreicht. Neben einer deutlich verbesserten Härte, Festigkeit unter Zug- und Druckbeanspruchungen und Verformbarkeit der erfindungsgemäßen Eisenlegierungen werden vorteilhafterweise ebenso eine hohe Verschleißbeständigkeit und Warmfestigkeit erreicht.
Nachfolgend wird die Erfindung an einem Ausführungsbeispiel näher erläutert.
Dabei zeigt
1: eine schematische Darstellung eines dreistufigen Kurzzeitanlassregimes gemäß Beispiel 1
Beispiel
Eine Legierung mit der Zusammensetzung Fe_84,3Cr_4,3Mo_4,6V_2,2C_4,6 (in Atom-%) wird in einer Induktionsschmelzanlage unter Argonschutzgas bis auf 1460°C aufgeheizt und erschmolzen. Nachfolgend wird die Schmelze in eine rechteckige Kupferkokille mit den Abmessungen 70 × 120 × 14 mm³ abgegossen. Der erhaltene Formkörper besteht aus einem Gefüge mit der Zusammensetzung von 80 Vol.-% martensitische (trz) Phase, 12 Vol.-% mikrokristalline austenitische (kfz) Phase und 8 Vol.-% nano- und mikrokristallinen carbidischen Phasen vom Typ MC und M₂C.
Im nachfolgenden Druckversuch wird eine technische Bruchstauchung von 15% bei einer technischen Druckfestigkeit von 3200 MPa erreicht. Die technische 0,2-Stauchgrenze, d. h. die Festigkeit bei 0,2% Stauchung, beträgt 2200 MPa und die technische Zugfestigkeit 1200 MPa. Darüber hinaus verfügt dieser Gussformkörper über eine Härte von 59 HRC.
Durch ein 3-maliges unmittelbar aufeinanderfolgendem Anlassen bei 560°C und einer Haltezeit von einer Minute, sowie einer Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeit von 20 K/min (siehe 1) wird ein Gefüge erreicht, das aus 95 Vol.-% martensitische Phase und 5 Vol.-% nano- und mikrokristalliner carbidischer Phase vom Typ MC und M₂C besteht.
Nach der erfindungsgemäßen Wärmebehandlung zeigt die erfindungsgemäße hochfeste Eisenlegierung eine gesteigerte Druckfestigkeit von 4000 MPa, einer technischen Bruchstauchung von 30%, einer 0,2-Stauchgrenze von 2800 MPa sowie einer gegenüber dem Ausgangszustand deutlich erhöhten Zugfestigkeit von 2000 MPa und einer Härte von 65 HRC.

Claims

Verfahren zur Wärmebehandlung von hochfesten Eisenlegierungen, bei dem die Legierungselemente gemischt, aufgeschmolzen und anschließend in eine Gussform gegossen werden, wobei die Abkühlung der Legierung in der Gussform mit einer Geschwindigkeit von mindestens 10 K/s realisiert wird und die Abkühlgeschwindigkeit in Abhängigkeit von der einzustellenden Phasenzusammensetzung gewählt wird, wobei höhere Abkühlgeschwindigkeiten die Bildung der martensitischen Phase fördern, nachfolgend der Gussformkörper mindestens zweimal unmittelbar nacheinander angelassen wird, wobei die Anlasstemperaturen zwischen 500 und 600°C, die Haltezeiten beim Anlassen zwischen 30 Sekunden und 15 min und die Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeiten mindestens 15 K/min betragen.
Verfahren nach Anspruch 1, bei dem mindestens das Aufschmelzen und Gießen unter Sauerstoffabschluss durchgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 1, bei dem das Anlassen unter Sauerstoffabschluss, vorteilhafterweise unter Argonatmosphäre, durchgeführt wird.
Verfahren nach Anspruch 1, bei dem zur Realisierung der Abkühlgeschwindigkeiten während des Gießens Gussformen mit einer geringen Dicke des herzustellenden Gussformkörpers eingesetzt werden, wobei vorteilhafterweise Gussformen mit einer Dicke des herzustellenden Gussformkörpers von 1 bis 30 mm, noch vorteilhafterweise von 10 bis 20 mm oder von 12 bis 20 mm, eingesetzt werden.
Verfahren nach Anspruch 1, bei dem Abkühlgeschwindigkeiten während des Gießens von 20 K/s bis 1000 K/s, vorteilhafterweise von 100 bis 200 K/s, und/oder die Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeiten während des Anlassens von 15 K/min bis 100 K/min, vorteilhafterweise von 20 bis 80 K/min, realisiert werden.
Verfahren nach Anspruch 1, bei dem der Gussformkörper nachfolgend dreimal bis sechsmal nacheinander angelassen wird,
Verfahren nach Anspruch 1, bei dem Anlasstemperaturen zwischen 520 und 580°C eingesetzt werden.
Verfahren nach Anspruch 1, bei dem Haltezeiten einer oder mehrere Anlassphasen zwischen 1 und 4 Minuten realisiert werden.
Hochfeste Eisenlegierung, hergestellt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 8, mit einer Zusammensetzung gemäß der Formel Fe_aE1_bE2_cE3_dE4_e wobei: E1 ein oder mehrere Elemente der Gruppe B, C, N und O, E2 ein oder mehrere Elemente der Gruppe Cr, V, Mo, W, Ti, Ta, Zr, Hf und Nb, E3 ein oder mehrere Elemente der Gruppe Al und Si, E4 ein oder mehrere Elemente der Gruppe Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb und Lu, enthalten, mit a = 100 – (b + c + d + e) b = 0,01 bis 15 c = 0,5 bis 13 d = 0 bis 10 e = 0,01 bis 5 (a, b, c, d, e in Atom-%), und die geringe, herstellungstechnisch bedingte Zusätze und Verunreinigungen enthalten können, und deren Gefüge eine homogene Mikrostruktur aufweist, die – > 80 Vol.-% martensitische (trz – tetragonal raumzentriert) Phase und – den Rest an boridischen und/oder carbidischen und/oder nitridischen und/oder oxidischen Phasen aufweist
Hochfeste Eisenlegierung nach Anspruch 9, bei denen ferritische und/oder bainitische Phasen vorhanden sind.
Hochfeste Eisenlegierung nach Anspruch 9, bei denen der Werkstoff der Formkörper eine Zusammensetzung b = 1–6, c = 7–13, d = 3–6 und e = 0,01–0,09 (in Atom-%) aufweist.
Hochfeste Eisenlegierung nach Anspruch 9, bei denen der Werkstoff der Formkörper eine Zusammensetzung Fe_aCr_c1Mo_c2V_c3C_bY_e mit a = 70–90, b = 3–6, c1 = 3–5, c2 = 3–5, c3 = 1–3, und e = 0,01–0,09 (in Atom-%) oder der Zusammensetzung Fe_aCr_c1Mo_c2V_c3C_bSi_dY_e mit a = 70–90, b = 3–6, c1 = 3–5, c2 = 3–5, c3 = 1–3, d = 1–3 und e = 0,01–0,09 (in Atom-%) aufweist.