DE2141026A1

DE2141026A1 - Gross-schmiedestueck

Info

Publication number: DE2141026A1
Application number: DE19712141026
Authority: DE
Inventors: Makoto Nakamura; Teishiro Oda; Katsuaki Uehara
Original assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Current assignee: Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Priority date: 1971-08-16
Filing date: 1971-08-16
Publication date: 1973-03-01
Also published as: DE2141026B2

Description

Groß-Schmiedestüok Die Erfindung betrifft ein Groß-Sohmiedestück guter Sohmiedbarkeit, hoher Bestigkeit, die sich durch eine Fließgrenze bzw. eine Streckgrenze von 100 kg/mm² o.der mehr ausZeichnet, sowie ausreichender Duktilität und Zähigkeit.
Mit zunehmender Größe und höherem Betriebswirkungsgrad verschiedener Maschinen, wie sie in den letzten Jahren zu beobachten waren, sind die in diesen Maschinen verwendeten Schmiedeteile erhöhter Beanspruohung ausgesetzt, weshalb festere Werkstoffe gewünscht werden, die auch bei diesen erhöhten Beanspruchungen dauerhaft sind. Bei der Entwicklung solcher Werkstoffe muß auch die Schneidzähigkeit derselben verbessert werden, da bei Zunahme der Größe und Verbesserung der Festigkeit der Werkstoffe eine größere Gefahr für Sprödbrüche besteht. Aus diesem Grund muß bei Schmiedestücken nicht nur die Festigkeit erhöht werden, sondern müssen auch Duktilität und Zähigkeit des Werkstoffs verbessert werden. Im Hinblick auf dies Erfordernisse richteten sich die Anstrengungen bisher auf die Verbesserung der Feigkeit, und es wurde ein Verfahren angewandt, bei welchem die Menge der Zuschlag-bzw, Legierungsstoffe oder die KohlenstofSkonzentration erhöht wird, um die Hartbarkeit des Werkstoffs zu verbessern. Die nach diesem Verfahren in ihrer Festigkeit verbesserten Stähle zeigten jedoch allgemein eine Tendenz dahingehend, daß sich ihre Duktilität und Zähigkeit, insbesondere letztere1 mit zunehmender Festigkeit verringert, so daß das genannte Ziel der Verbesserung der Duktilität und Zähigkeit gleichzeitig mit der Festigkeit nicht immer voll erreioht werden konnte. Außerdem wurden die herkömmlichen Schmiedestücke nach einem Verfahren hergestellt, bei welchem sie zunächst gehärtet, um ein hartes Bainit-Gefüge zu bilden, und dann bei erhöhter Temperatur nicht unter 600°C angelassen wurden, um die erforderliche Duktilität und Zähigkeit zu gewährleisten.
Folglich war es nötig, die Schmiedestück-Rohlinge mit beträchtlichen Mengen Überschußmetalls an der Endstufe der Wärmebehandlung zu härten und anzulassen und danach das Überschußmetall in Anschluß an die letzte Wärmebehandlung durch spanabhebende Bearbeitung wegzunehmen.
Da die Härte des Werkstoffs mit der Festigkeit zunimmt, ergab sich das Problem, daß diese spanabhebende Bearbeitung mit Schwierigkeiten verbunden ist.
Die Erfindung bezweckt die Ausschaltung dieser Nachteile der herkömmlichen Schmiedestücke. Diese Aufgabe wird bei einem großen Schmiedestuckt welches erfindungsgemäß aus einem Stahl mit max. 0,1Va Kohlenstoff, max. 0,5« Silizium, max. 0,7% Mangan, 5 - 13 Chrom, 2 - 100 Nickel, 1,5 - 50o Molybdän oder Wolfram oder beiden Elementen gemeinsam und 3 - &% Kobalt besteht, vor allem dadurch gelöst, daß dessen Einzelbestandteile derart eingestellt sind, daß die #-Ferrit-Konzentration (%) a = -146 - 220(C+N) (,) - 2ONi (%) - 7Co (%) - 6Mn (%) + 6Si (%) + 5Mo (%) + 14 CR (%) + 8W (%) in den Bereich von -80 bis -200 fällt und der IvIs-Punkt (°C) b = 554 - 474(C+N) (%) - 17N (%) - 10Co (%) - 33Mn () - 11Si (o/o) - 21Mo (%) - 170r () - 11W () größer als 100 wird, und daß der Werkstoff nach dem Schmieden einer vergleichsweise langsamen Abkühlung von einer Temperatur von mindestens 750°C und höchstens 10500C auf eine zweckmäßige Temperatur von höchstens 40000 und dann einer 3 - 500 Std. andauernden Alterungsbehandlung bei einer Temperatur von mindestens 45°C und höchstens 550°C unterworfen wurde.
Im folgenden ist die Erfindung anhand von Zeichnungen näher erläutert. Es zeigen: Fig. 1 eine graphische Darstellung der Alterungs-Aushärtekurven großer Sohmiedestücke mit den Merkmalen der Erfindung bei Behandlung bei 500°C und Fig. 2 eine graphische Darstellung der Alterungs-Aushärtekurven eines großen erfindungsgemäßen Schmiedestücks, wenn dessen Werkstoff abgeschreckt bzw. einer langsamen Abkühlung unterzogen wird.
Die erfindungsgemäßen Schmiedestücke besitzen folgende Vorteile: Da die Abkühlgeschwindigkeit der Schmiedestück-Werkstoffe während der Härtung vom gewöhnlichen Wert auf einen äußerst niedrigen Wert variiert werden kann, beispielsweise auf eine Geschwindigkeit von 0,5°C je Minute oder weniger, sind keine unbequemen Arbeitsgänge für das Abkühlen deu Werkstoffs bei der Wärmebehandlung nötig.
Zudem ist der geschmiedete Wer@@toff nach dem Härten vergleichsweise weich bei einer 13i'jnell-Härte von höchstens 35(), wobei der Werkstoff nicht die sogenannte Zähigkeit besitzt, so daß er gut spanabhebend bearbeitbar ist; nach dem Härten wird der Werkstoff nur einer Alterungsbehandlung bei vergleichsweise niedriger Temperatur von 450 - 500bO unterzogen, so daß sein Oxydationsgrad sehr gering ist. Durch Anwendung eines Verfahrens, bei welchem der größte Teil der nötigen spanabhebenden Bearbeitung im gehärteten Zustand des geschmiedeten Werkstoffs durchgeführt und nur ein minimaler Teil dieser Bearbeitung nach der Alterungebehandlung vorgenommen wird, können mithin die Fertigungskosten drastisch gesenkt werden.
Bei den herkömmlichen Schmiedestücken konnte zudem die gewünschte Duktilität und Zähigkeit nur gewährleistet werden, wenn beim Schmelzen und Wärmebehandeln der Schmiede-Werkstoffe gewissenhafte Sorgfalt angewandt wurde; bei den erfindungsgemäßen Schmiedestücken lassen sich dagegen die gewünschten Eigenschaften ziemlich leicht und stabil und ungeachtet der hohen Pestigkeit mit höheren Werten als bei den herkömmlichen Schmiedestücken erzielen.
Im folgenden sind-die Gründe dafür aufgeführt, weshalb die Konzentrationen der betreffenden Bestandteile des Schmiede-Werkstoffs wie angeführt festgelegt werden.
Zunächst gibt die 6-Ferrit-Konzentration (ffi) praktisch genau die Menge an gebildetem S-Ferrit, wenn diese ein positiver Wert ist, und die Stabilität des Austenits bei erhöhter Temperatur an, wenn diese ein negativer Wert ist. Bei Versuchen hat es sich gezeigt, daß dieser Wert, auch wenn er negativ ist und im wesentlichen keine Bildung von S-Ferrit zu beobachten ist, die Zähigkeit usw. beeinflußt und daß die Zähigkeit zunimmt, wenn dieser Wert abnimmt. Erfindungsgemäß wird die obere Grenze von a unter Berücksichtigung dieser Tatsachen auf -80 und der untere Grenzwert auf -200 festgelegt, d bei kleinerem Wert zum Zeitpunkt der langsamen Abkühlung Austenit im Werkstoff zurückgehalten wird, wodurch Nachteile, wie eine Festigkeitsverminderung, entstehen. Der Ms-Punkt (Martensit-Start) (°C) b kann im Zusammensetzungsbereich der erfindungsgemäßen Schmiedestücke nicht genau definiert werden, wird jedoch bei der Erfindung auf nicht weniger als 100 festgelegt, da bei niedrigerem Wert Austenit zurückbleibt und eine Festigkeitsverminderung hervorruft.
Bei den erfindungsgemäßen Stählen wird der Kohlenstoff in größtmöglichem Ausmaß entfernt, da durch das Vorhandensein von Kohlenstoff die Härte der gehärteten Werkstoffe in unerwünschtem Maß erhöht und die Spanne zwischen dem Ms-Punkt und dem Mf-Punkt erweitert wird, so daß eine größere Menge Austenit im Werkstoff verbleibt. Ist dagegen die Kohlenstoffkonzentration zu gering, so erhöhen sich die Kosten für die Stähle aus dem Grund, daß die Verwendung von hochquahitativen Werkstoffen erforderlich und das Schmelzen derselben schwierig wird. Erfindungsgemäß wird daher die zulässige Kohlenstoffkonzentration auf 0,1% festgelegt, bei welcher die Eigenschaften des geschmiedeten Werkstoffs nicht wesentlich verschlechtert werden. Die Zugabe von Silizium und Mangan als Legierungsbestandteile zu den erfindungsgemäßen Stählen ist ebenfalls unerwünscht, da diese Stoffe die Zähigkeit der gesohmiedeten Werkstoffe herabsetzen. Diese Elemente werden jedoch zum Zeitpunkt des Erschmelzens als Desoxydatoren zur Beseitigung von Sauerstoff zugesetzte weleher schädlicher ist; hierbei ist das Vorhandensein einer gewissen Menge dieser Blement@ als Legierungsbestandteile im Stahl unvermeidbar. Die zuläsaigen Konzentration Grenzwerte dieser Elemente werden daher auf 0,5% bzwO 0,7%, d.h. auf einen Bereich festgelegt, in welchem die Eigenschaften der geschmideten Werkstoffe nicht wesentlich beeinträchtigt werden.
Ähnlich wie Molybdän oder Wolfram und Kobalt, die noch besprochen werden sollen, hat Chrom die Wirkung der Verbesserung des Ausscheidunghärtungsvermögens des Stahl-Werkstoffs; Chrom wird zugesetzt, um die Zuschlagmengen an kostspieliggm Molybdän oder Wolfram und Kobalt zu verringern. Die erforderliohe Zuaohlagmenge an Chrom ist je nach der erforderlichen Festigkeit des endgültigen Schmiedestücks variabel. Bei den erfindungsgemäßen Stählen muß die Chrom-Konzentration bei mindestens 5% liegen, damit die Streokgrenze des geschmiedeten Werkstoffs nicht unter 100 kg/mm3. liegt. Der obere Grenzwert der Chrom-Konzentration wird auf 13% festgelegt, da bei zu hoher Ohrom-Konzentration die Zugabe einer großen Menge kosA-spieligen Nickels oder Kobalts für die Einstellung des Werts von a erforderlich wird und außerdem die Zugabe von Chrom in Verbindung mit letzteren Elementen in dem Naohteil resultiert, daß der Wert von b niedrig wird.
In den erfindungsgemäßen Stählen vorhandener Nickel verbessert die Zähigkeit dieser Stähle. Der Nickel-Zuschlag erfolgt auch zur Einstellung des Werts von a entsprechend den Zuschlagmengen an Ohrom, Molybdän und Wolfram. Der untere Grenzwert der Nickel-konzentration wird auf 2% festgelegt, da mindestens eine solche Konzentration erforderlich ist, um die wünschenswerte Zähigkeit des Stahls zu gewährleisten. Der obere Grenzwert der Nickel Konzentration wird auf 10% festgelegt, weil bei höherer Konzentration der Wert von b vermindert wird und auch weil Nickel ein kostspieliges Element darstellt, so daß die Verwendung einer großen Menge desselben aus wirtæohaftlichen Gründen unerwünscht ist. Die Zugabe von Molybdän und Kobalt ist erforderlich, um die Ausscheidungshärtung des Stahls zum Zeitpunkt der Alterung unter der synergistischen Wirkung dieser Elemente zu bewirken.
Der untere Grenzwert der Molybdän- oder Wolfram-Konzentration li@gt bei 1,5%, um die Streckgrenze des Stahls auf mindestens 100 kg/mm² zu erhöhen; die Zugabe von Molybdän oder Wolfram. in der angegebenen Menge ist auch bei Ohrom-Zugabe nötig. Der obere Grenzwert der Konzentration dieser Elemente wird auf 5% festgelegt, weil diese Elemente teuer sind und mithin die Zugabe einer größeren Menge unwirtschaftlich ist und auch weil bei möglicher Festigkeitserhöhung die Duktilität und die Zähigkeit des Stahls durch größere Mengen dieser Elemente verschlechtert werden können, so daß das endgültige Schmiedestück unbrauchbar wird. Kobalt wird zur Verbesserung der Alterung härtungs-Wirkung von Molybdän und Wolfram zugesetzt, wobei die Konzentration von Kobalt mindestens 3% betragen soll, während der obere Grenzwert auf 8% festgelegt wird, weil eine höhere Konzentration den Stahl zum Zeitpunkt der Alterungshärtung spöde macht.

Im folgenden ist die Erfindung beispielhaft näher erläutert: Tabelle 1 zeigt die chemische Zusammensetzung der Stähle der erfindungs'gemäßen Schmiedestücke. Das Probenmaterial G gemäß Tabelle 1 wurde in Form einer runden Stange bzw. Ronde mit einem Durchmesser von 250 mm untersucht, die durch Schmerzen von 500 kg des Werkstoffes in einem basischen 500 kg-Hochfrequenz-Schmelzofen, Vergießen der Schmelze in einer Metallkokille zwecks Herstellung eines Gißstücks und Schmieden dieses Gußstücks hergestellt wurde. Die anderen Proben wurden sämtlich in Form einer quadratischen Stange von 40 x 40 mm Seitenlänge untersucht, die durch Schmelzen von jeweils 50 kg jedes Werkstoffs in einem basischen 30 kg-HochfituenzM Schmelzofen, Vergießen der Schmelze in einer Metallkokille unter Herstellung eines gußstücks und Schmieden des letzteren hergestellt wurde. Das Schmieden erfolgte in genau derselben Weise wie bei üblichen legierten Stählen und ohne Beachtung besonderer Vorsichtsmaßnahmen, wobei sich während des Schmiedevorgangs keinerlei Schwierigkeiten ergaben; hierdurch wurde bewiesen, daß die Proben gute Schmiedbarkeit besaßen. Fig. 1 zeigt die Alterungshärtungs-Kurven der Werkstoffe A bis D gemäß Tabelle 1, wenn diese Werkstoffe jeweils einer Öl-Abschreckung von 9500C und einer anschließenden Alterung auf 5000C unterworfen wurden. Fig. 2 zeigt die Alterungskurven der Probe G bei 5000C, wenn dieser Werkstoff in Öl von 9500C abgeschreckt bzw. mit einer Geschwindigkeit von 1°C je Minute extrem langsam abgekühlt wurde. Aus Fig. 2 ist ersichtlich, daß sich die Alterungshärtungs-Eigenschaften dieses Werkstoffs nicht wesentlich verändern, wenn der.Werkstoff abgeschreckt bzw. langsam abgekühlt wird. Tabelle 2 veranschaulicht die mechanischen Eigenschaften der Werkstoffe gemäß Tabelle 1 unter verschiedenen Wärmebehandlungs-Bedingungen. Aus Tabelle 2 geht hervor, daß sich die endgültigen Eigenschaften der erfindungsgemäßen Schmieden stücke nicht wesentlich verändern, unabhängig davon, ob der Werkstoff bei der Härtung schnell oder langsam abgekühlt wird; die Schmiedestücke besaßen in jedem Fall hohe Duktilität und Zähigkeit sowie hohe Festigkeit. Tabelle 1 Probe Chemische Zusammensetzung (%) C Si Mn Cr Ni Mo Co B+ a b A 0,02 0,15 0,37 7,16 2,99 3,13 7,16 0,003 -146 221 B 0,02 0,12 0,32 7,07 4,92 3,19 4,18 0,003 -164 220 C 0,01 0,18 0,36 4,86 4,92 3,16 4,22 0,003 -193 260 D 0,02 0,14 0,37 7,07 4,98 2,99 7,38 0,003 -189 189 E 0,01 0,14 0,41 9,21 5,05 2,76 7,00 - -157 163 F 0,01 0,12 0,35 7,91 5,11 3,09 4,40 - -156 206 G 0,01 0,07 0,31 6,78 4,93 3,29 6,92 - -185 200 +B = Zuschlagmenge Tabelle 2

Probe Wärmebehandlung 0,2 %-Streck- Zugfestig- Flächen- 2 mm V-Kerben

grenze keit Längung reduktion Charpy-Kerb-

(kg/mm²) (kg/mm²) (%) (%) schlagfestig-

keit

(kg - m/cm²)

Zweistündige Öl-Abschreckung

bei 950°C 84,4 107,9 18,4 60,9 12,4

40-stündige Luftkühlung bei

500°C nach Öl-Abschreckung 113,4 124,1 18,8 63,6 4,1

A# Langsame Abkühlung auf Raumtem-

peratur mit einer Geschwindig-

keit von 1°C/min nach 2 std

Verweilzeit auf 950°C 91,7 120,6 17,2 66,1 11,0

25-stündige Luftkühlung bei 500°C

nach dem langsamen Abkühlen 126,5 138,4 18,4 62,9 3,8

Zweistündige Öl-Abschreckung

bei 950°C 79,7 105,0 17,6 63,1 12,9

40-stündige L@ftkühlung bei 500°C

nach Öl-Abschreckung 112,0 121,4 19,2 63,2 5,1

Langsame Abkü@lung auf Raumtempe-

ratur mit einer Geschwindigkeit

B# von 1°C/min nach 2 std. Verweil-

zeit auf 950°C 88,2 114,5 17,6 65,3 10,3

10-stündige Luftkühlung auf 500°C

nach dem langsamen Abkühlen 112,0 122,1 18,0 63,4 8,2

25-stündige Luftkühlung bei 500°C

nach dem langsamen Abkühlen 121,9 130,6 18,0 61,5 6.4

Tabelle 2 (Fortsetzung)

Probe Wärmebehandlung 0,2 %-Streck- Zugfestig- Flächen- 2 mm V-Kerben

grenze keit Längung reduktion Charpy-Kerb-

(kg/mm²) (kg/mm²) (%) (%) schlagfestig-

keit

(kg - m/cm²)

Zweistündiges Öl-Abschrecken

bei 950°C 79,8 102,8 18,4 66,3 11,5

C#

40-stündiges Luftkühlen bei

500°C nach dem Öl-Abschrecken 105,5 114,6 19,2 63,5 3,7

Zweistündiges Öl-Abschrecken

bei 950°C 83,4 109,1 16,4 58,1 12,9

10-stündige Luftkühlung bei 500°C

nach dem Öl-Abschrecken 108,4 120,3 18,0 63,5 4,0

D# 40-stündige Luftkühlung bei 500°C

nach dem Öl-Abschrecken 124,5 134,1 18,0 60,3 2,9

Langsames Abkühlen auf Raum-

temperatur mit einer Geschwindig-

keit von 1°C/min nach 2 std.

Verweilzeit auf 950°C 89,2 117,1 16,8 65,7 11,7

10-stündige Luftkühlung bei 500°C

nach dem langsamen Abkühlen 124,0 133,1 16,8 61,8 7,1

25-stündige Luftkühlung bei 500°C

nach dem langsamen Abkühlen 128,5 137,6 17,6 60,0 6,0

Tabelle 2 (Fortsetzung)

Probe Wärmebehandlung 0,2 %-Streck- Zugfestig- Flächen- 2 mm V-Kerben

grenze keit Längung reduktion Charpy-Kerb-

(kg/mm²) (kg/mm²) (%) (%) schlagfestig-

keit

(kg - m/cm²)

Zweistündiges Öl-Abschrecken

auf 950°C 83,2 105,3 18,0 64,4 13,6

9-stündiges Luftkühlen bei 500°C

nach dem Öl-Abschrecken 117,2 126,8 17,6 60,8 4,8

40-stündiges Luftkühlen bei 500°C

nach dem Öl-Abschrecken 123,0 134,8 17,6 57,0 3,4

E#

Langsames Abkühlen auf Raum-

temperatur mit einer Geschwindig-

keit von 1°C/min nach 2 std.

Verweilzeit auf 950°C 80,4 109,2 18,0 65,9 12,2

9-stündiges Luftkühlen bei 500°C

nach dem langsamen Abkühlen 118,5 128,8 18,0 61,7 5,1

40-stündiges Luftkühlen bei 500°C

nach dem langsamen Abkühlen 124,0 137,4 18,0 57,8 4,1

Tabelle 2 (Fortsetzung)

Probe Wärmebehandlung 0,2 %-Streck- Zugfestig- Flächen- 2 mm V-Kerben

grenze keit Längung reduktion Charpy-Kerb-

(kg/mm²) (kg/mm²) (%) (%) schlagfestig-

keit

(kg - m/cm²)

Zweistündiges Öl-Abschrecken

auf 950°C 85,0 107,7 18,0 63,5 9,7

9-stündiges Luftkühlen bei 500°C

nach dem Öl-Abschrecken 111,5 122,5 16,4 60,9 5,2

40-stündiges Luftkühlen bei 500°C

nach dem Öl-Abschrecken 120,8 135,6 17,6 57,9 4,4

F#

Langsames Abkühlen auf Raumtempe-

ratur mit einer Geschwindigkeit #13

von 1°C/min nach 2 std. Verweilzeit

auf 950°C 81,4 110,4 17,6 62,5 9,0

9-stündiges Luftkühlen bei 500°C

nach dem langsamen Abkühlen 118,5 128,8 18,0 61,7 5,1

40-stündiges Luftkühlen bei 500°C

nach dem langsamen Abkühlen 120,8 135,6 17,6 57,9 4,4

Tabelle 2 (Fortsetzung) Probe Wärmebehandlung 0,2 %-Streck- Zugfestig- Flächen- 2 mm V-Kerben grenze keit Längung reduktion Charpy-Kerb-(kg/mm²) (kg/mm²) (%) (%) schlagfestigkeit (kg - m/cm²) 5-stündiges Öl-Abschrecken auf 950°C 82,9 104,6 17,2 66,0 12,2 40-stündiges Luftkühlen bei 500°C nach dem Öl-Abschrecken 120,6 133,8 17,2 57,1 3,0 Langsames Abkühlen auf Raumtemperatur mit einer Geschwindigkeit von 1°C/min nach 5 std. Verweilzeit auf 950°C 82,4 108,2 17,2 62,9 11,2 40-stündiges Luftkühlen bei 500°C nach dem langsamen Abkühlen 122,2 133,8 17,6 58,5 3,4

Claims

Patentanspruch Großes Schmiedestück, gekennzeichnet durch einen Stahl mit max. 0,1% Kohlenstoff, max. 0,5% Silizium, max. 0,7% Mangan, 5 - 13% Ohrom, 2 - 10 % Nickel, 1,5 - 5% Molybdän oder Wolfram oder beiden Elementen gemeinsam und 3 - 8/a Kobalt, dessen Einzelbestandteile derart eingestellt sind, daß die -Ferrit-Konzentration (%) a = -146 - 220(C+N) (ß) - 20Ni (%) - 7Co (%) - 6Mn (%) + 6 Si (%) + 5Mo (%) + 14CR (%) + 8W (%) in den Bereich von -80 bis -200 fällt und der Ms-Punkt (°C) b = 554 - 474(C+N) (ffi) - 17Ni (%) - 10Co (%) - 33Mn (%) - 11Si (%) - 21Mo (%) - 17Cr (%) - 11W (@) größer als 100 wird, und daß der Werkstoff nach dem Schmieden einer vergleichsweise langsamen Abkühlung von einer Temperatur von mindestens 750°C und höchstens 1050°C auf eine zweckmäßige Temperatur von höchstens 400°C und dann einer 3 - 500 Std. andauernden Alterungsbehandlung bei einer Temperatur von mindestens 450°C und höchstens 550°C unterworfen wurde.