DE60019165T2

DE60019165T2 - Aufkohlungs-schnellarbeitsstahle mit niedrigem kohlenstoffgehalt und mit niedrigem chromgehalt

Info

Publication number: DE60019165T2
Application number: DE60019165T
Authority: DE
Inventors: W. Dennis HETZNER
Original assignee: Timken Co
Current assignee: Timken Co
Priority date: 1999-12-07
Filing date: 2000-12-06
Publication date: 2006-01-26
Anticipated expiration: 2020-12-07
Also published as: EP1240362B1; AU4517601A; JP2003516474A; US6702981B2; EP1240362A2; DE60019165D1; BR0016258A; US20020124911A1; WO2001042524A2; WO2001042524A3; ATE292199T1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
1. Gebiet der Erfindung
Die Erfindung betrifft allgemein Schnellarbeitsstähle und insbesondere einen aufkohlbaren Schnellarbeitsstahl mit niedrigen Kohlenstoff- und Chromgehalten zur Verwendung als Walzenlager, Bohrer und für andere Anwendungen, bei denen Härte und Bruchfestigkeit erforderlich sind.
2. Beschreibung des Standes der Technik
Es ist gut bekannt, daß der Spannungszustand auf oder unter einem Laufring, der alternierenden Kontaktbelastungen unterliegt, einen wesentlichen Einfluß auf die Nutzungsdauer haben kann. Die meisten sich verjüngenden Walzenlager sind aus Aufkohlungsstahlsorten hergestellt. Wenn Komponenten, die aus diesen Sorten hergestellt werden, aufgekohlt und wärmebehandelt werden, sind einige der Vorteile, die relativ zu durchgehärteten Komponenten verwirklicht werden: weniger Abschreckrisse bei der Wärmebehandlung, eine verminderte Empfindlichkeit gegenüber Beschädigung durch Zerkrümeln und verbesserte Zähigkeit oder Beständigkeit gegenüber Vollausfall, was ein verlässlicheres Produkt liefert, das weniger Probleme bei der Nutzung zeigt.
Bei aufgekohlten Komponenten entwickeln sich die Druckrestspannungen während der Wärmebehandlung. Die Absorption von Kohlenstoff in eine Komponente während der Aufkohlung schafft einen Kohlenstoffgradienten, bei dem der Kohlenstoff-Gehalt am höchsten nahe der Oberfläche ist und abnimmt, wenn der Abstand von der Oberfläche zunimmt. Somit enthält der Kern der Komponente den nominalen Kohlenstoffgehalt der Legierung. Wenn Stahlkomponenten von der Austentisierungstemperatur abgeschreckt werden, wird Martensit gebildet. Die Umwandlung von Austenit zu Martensit wird begleitet von einer Volumenexpansion, die direkt proportional zum Kohlenstoffgehalt der Legierung ist. Wenn abgeschreckt, kühlt die Oberfläche einer Komponente schneller ab als der innere Teil einer Komponente. Zusätzlich nimmt die Ms-Temperatur (die Temperatur, bei der Austenit sich in Martensit umwandelt) mit ansteigendem Kohlenstoffgehalt ab. Somit wandelt sich, für eine aufgekohlte Komponente, relativ zum Kern, die Oberfläche oder der sogenannte „Mantel" bei einer niedrigeren Temperatur in Martensit um, als dies bei einer Komponente mit gleichförmiger Zusammensetzung eintreten würde. Folglich bewirken diese zwei Effekte, die gleichzeitig wirken, daß sich eine relativ hohe Druckrestspannung auf der Oberflächenschicht oder dem Mantel ausbildet. Umfassende Details dieses Typs von Verarbeitung sind enthalten in „Carburizing and Carbonitriding", American Society for Metals, Materials Park, Ohio (1997).
Dieser Oberflächenrestspannungseffekt tritt nicht bei Komponenten mit einer gleichförmigen Zusammensetzung, d.h. nicht aufgekohlt, auf. Die erhöhte Leistung, die durch Oberflächendruckrestspannungen geschaffen werden, hat dazu geführt, daß Verfahren entwickelt worden sind, um Lagerlegierungen mit hohem Kohlenstoffgehalt aufzukohlen, wie etwa dasjenige von U.S.-Patent Nr. 4,191,599, erteilt am 4. März 1980. Das '599-Patent offenbart das Aufkohlen von Stählen mit hohem Kohlenstoffgehalt, wie etwa 52100 und M50, in Aufkohlungsatmosphären, die höhere Kohlenstoffpotentiale enthalten, als für Standardaufkohlungsstähle verwendet werden. Die erzeugten Kohlenstoff-Gradienten führen zu vernünftigen Oberflächendruckrestspannungen, wenn diese Stähle abgeschreckt und angelassen werden.
Ein weiterer Faktor, wo Oberflächendruckrestspannungen günstig sind, umfasst die Presspassung von Lagerkomponenten auf Wellen. Es ist gut bekannt, daß die Presspassung von Lagern auf Wellen eine Zugspannung auf dem Lager erzeugen kann. Es ist bewiesen worden, daß die Presspassung von durchgehärtetem AISI-52100-Stahl definitiv einen nachteiligen Effekt auf die Grenzlastspielzahl hat. In ähnlicher Weise wurde jedoch festgestellt, daß pressgepaßte Lager, die aus aufgekohltem AISI 8620 hergestellt worden sind, sich befriedigend verhalten. Es wurde geschlossen, daß unter Presspassungsbedingungen aufgekohlter AISI-8620-Stahl überlegene Ermüdungseigenschaften hatte, verglichen mit AISI 52100. Diese Arbeit wurde berichtet von T. E. Hustead, „Consideration of Cylindrical Roller Bearing Load Rating Formula", SAE Preprint 569A (Sept. 1962).
Als Beispiel betrachte man einen LM12749-Lagerkonuslaufring, hergestellt aus aufgekohltem 8119-Stahl, verglichen mit demselben Laufring, hergestellt aus einem durchgehärteten 46100-Stahl mit 1,0% Kohlenstoff mit einem gleichförmigen Kohlenstoff-Gradienten (nichtaufgekohlt). Die Druckspannungen im aufgekohlten Lagerkonus variieren von –48,1 ksi (–313 mPa) auf der Oberfläche bis –22,6 ksi (–156 mPa) bei einer Tiefe von 0,030'' (0,76 mm) unter der Oberfläche. Für den Lagerkonus, der hergestellt war aus dem durchgehärteten 46100-Legierungsstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, betrug die Spannung von der Oberfläche bis 0,76 mm (0,030'') unter Oberfläche höchstens nur –3,8 ksi (–26,2 mPa).
Obgleich aufgekohlte Lager, die hergestellt sind aus Legierungsstähle mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, bessere Eigenschaften haben als durchgehärtete Lager, die aus Legierungsstählen mit hohem Kohlenstoffgehalt hergestellt sind, zeigt keiner dieser Typen von Legierungen bei kontinuierlichen Temperaturen oberhalb 400°F (204°C) gute Leistung. Überdies kann die kurze Einwirkung von Temperaturen von 500°C (220°C) oder mehr Komponenten, die aus den meisten Legierungsstählen hergestellt sind, signifikant erweichen. In anspruchsvollen Anwendungen, wie etwa Strahltriebwerk-Hauptlager, werden Schnellarbeitsstähle (manchmal als „HSS" bezeichnet), wie etwa M50, ausgewählt. Schnellarbeitsstähle haben höhere Druckstreckspannungen als Legierungsstähle. Die hohen Druckstreckspannungen dieser Stähle sind ein direktes Ergebnis des hohen Kohlenstoffgehaltes der HSS-Legierungen und des Vorhandenseins von solchen Legierungselementen wie Chrom, Molybdän, Vanadium und Wolfram.
Die Wärmebehandlungen, die für Schnellarbeitsstähle verwendet werden, sind verschieden von den Wärmebehandlungen, die für die Legierungsstähle verwendet werden. Der typische Wärmebehandlungszyklus für einen Legierungsstahl, wie etwa AISI 4340, wäre zum Beispiel, das Material bei 1550°F (843°C) zu austenitisieren, bis die gesamte Komponente für eine Stunde bei der Austenitisierungstemperatur äquilibriert ist. Das Material würde dann schnell aus dem Ofen entnommen und in Öl abgeschreckt werden. Nachdem das Material auf ungefähr 150°F (66°C) abgekühlt wäre, würde es aus dem Abschreckbad entnommen werden.
Die Legierung würde dann für ungefähr zwei Stunden bei einer Temperatur von weniger als 1320°F (716°C) angelassen werden. Für maximale Härte und Festigkeit würde die Legierung bei oder unter 350°F (177°C) angelassen werden. Wenn jedoch Zähigkeit wichtig ist, würde eine Anlaßtemperatur von 1150°F (621°C) ausgewählt werden. Für eine Lagerlegierung, wie etwa AISI 52100, kann das Austenitisieren bei 1525°F (829°C) durchgeführt werden. Nach dem Abschrecken würde eine Anlaßtemperatur von ungefähr 350°F (177°C) verwendet werden. Niedertemperaturanlassen würde für jedes Lager verwendet werden, das aus einem Legierungsstahl hergestellt ist. Dies würde sicherstellen, daß die resultierende Komponente hart wäre und eine so groß wie mögliche Druckstreckspannung hätte. Anlaßtemperaturen, die 350°F (177°C) übersteigen, werden die Härte und, folglich, die Druckstreckspannung von Lagern, die aus durchgehärteten Stählen hergestellt sind, senken.
Für alle Legierungsstähle ist festgestellt worden, daß das Erhöhen der Anlaßtemperatur, nachdem sie austenitisiert und anschließend in Öl abgeschreckt worden sind, die Härte der Legierung senkt. Stähle mit diesem Typ von Anlaßreaktion werden als „Klasse 1"-Typen von Stählen bezeichnet, 1.
Die Wärmebehandlungsverfahren, die für Schnellarbeitsstähle verwendet werden, beginnen mit einem Vorheizen von ungefähr 1450°F bis 1550°F (788°C bis 843°C). Komponenten, die aus HSS hergestellt sind, werden bei der Vorheiztemperatur für wenigstens eine Stunde äquilibriert. Im Anschluß an das Vorheizen werden dann Schnellarbeitsstahllegierungen schnell in einen Austenitisierungsofen gegeben, der bei einer höheren Temperatur liegt. In Abhängigkeit von der Legierung kann die höhere Austenitisierungstemperatur von 2000°F bis 2125°F (1093°C bis 1163°C) reichen. Die Komponenten werden nur für eine kurzen Zeitraum, z.B. 3 bis 10 Minuten, bei der Austenitisierungstemperatur gehalten. Im Anschluß an die Austenitisierung wird das Material in einem Salzbad bei 1000°F (538°C) abgeschreckt. Nach Äquilibrieren im Salzbad lässt man die Komponenten an der Luft auf wenigstens 150°F (66°C) abkühlen. Wenn eine Abschreckung in Öl eingesetzt wird, sollte das Material entnommen werden, wenn es 900°F (482°C) erreicht, woraufhin eine Abkühlung auf 150°F (66°C) noch in Luft empfohlen wird.
Im Anschluß an das Abschrecken enthalten Schnellarbeitsstahllegierungen nicht-angelassenes Martensit, Legierungscarbide und rückbehaltenes Austenit. Das Anlassen von HSS muß zwei Dinge erfüllen. Das Martensit muß angelassen werden und das zurückbehaltene Austenit muß in Martensit überführt werden. Das allgemeine Verfahren, das zum Anlassen von Schnellarbeitsstählen eingesetzt wird, ist, die Legierungen für zwei Stunden auf ungefähr 1000°F (538°C) zu erhitzen und dann an Luft auf Raumtemperatur abzukühlen. Der Zyklus wird dann ein weiteres Mal wiederholt. Die meisten Schnellarbeitsstähle zeigen „Klasse 3"-Anlaßreaktion, 1. Wenn die geeignete Anlaßtemperatur gefunden ist, ist die Härte nach den Anlaßzyklen tatsächlich größer als die Härte unmittelbar nach dem Abschrecken für HSS-Legierungen.
Die materiellen und chemischen Umwandlungen, die während der Wärmebehandlung von Schnellarbeitsstählen auftreten, sind viel komplexer als die Umwandlungen, die in Legierungsstählen auftreten. Eine typische Schnellarbeitsstahllegierung enthält von 0,80% bis 1,40% Kohlenstoff. Zusätzlich können bis zu 25% Legierungselemente vorhanden sein. Die primären Legierungselemente sind typischerweise eine Kombination aus Cr, Mo, V und W. Geringere Mengen an Co, Si und Nb können gelegentlich vorhanden sein. Nachdem diese Legierungen gegossen, warmgewalzt und dann stabilgeglüht sind, besteht die Mikrostruktur aus Eisen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, Ferrit und einer großen Volumenfraktion Legierungscarbiden.
Die Legierungscarbide in Schnellarbeitsstählen bestehen im allgemeinen aus einer Kombination von Legierungselementen und Kohlenstoff; daher wird die Bezeichnung M_xC_y verwendet. M stellt ein Metallatom dar und C bezeichnet Kohlenstoff. X entspricht der Anzahl Metallatome im Carbid und Y ist die Anzahl Kohlenstoffatome. Typische Carbide in stabilgeglühten Schnellarbeitsstählen wären MC, M₆C und M₂₃C₆.
Wenn die stabilgeglühte Legierung auf 1550°F (843°C) vorerhitzt wird, wandelt sich das Ferrit in Austenit um und ein Teil des Legierungscarbids kann sich lösen. Wenn der Stahl in den Austentisierungsofen gegeben wird, in dem die Temperatur 2050°F (1121°C) oder mehr beträgt, wird das gesamte M₂₃C₆ gelöst. Soviel wie 50% des M₆C und des MC können sich bei der hohen Austentisierungstemperatur lösen. Wenn sich die Carbide lösen, wird der Kohlenstoff in der Austenit-Matrix dispergiert. Wenn die Legierung abgeschreckt und dann auf 150°F (66°C) oder weniger abgekühlt wird, wandelt sich der Großteil des Austenits mit hohem Kohlenstoffgehalt in Martensit um. Ein Teil des Austenits wird zurückbehalten und die Carbide, die sich nicht lösen, bleiben zurück. Die vorliegenden Carbide sind die Typen MC und M₆C. In diesem Stadium der Wärmebehandlung ist die Härte der Legierung hoch. In Abhängigkeit vom Gesamtlegierungsgehalt übersteigt die Härte oft 60 HRC (732 KHN).
Das Anlassen von Schnellarbeitsstählen auf Temperaturen bis zu 800°F (427°C) kann die Härte der Legierung leicht senken. Anlaßtemperaturen nahe 1000°F (538°C) erhöhen jedoch die Härte dieser (Klasse 3) Stähle, 1. Dieses Phänomen wird als sekundäre Härtung bezeichnet. Zwei Prozesse laufen in diesem Temperaturbereich ab: (1) zurückbehaltenes Austenit wird in Martensit umgewandelt; und (2) sehr kleine Legierungscarbide, wie etwa Mo₂C, W₂C und VC, werden gebildet.
Die hohe Härte von Schnellarbeitsstählen sowie ihre Beständigkeit gegenüber Erweichen bei erhöhten Temperaturen beruht primär auf dem Phänomen der sekundären Härtung. Die Bildung der kleinen Legierungscarbide ist primär verantwortlich für die hervorragende Warmhärte, die diese Legierungen zeigen.
Da Lager, die in Flugzeugmotoren verwendet werden, erhöhten Anforderungen unterlagen, wurde M50-Schnellarbeitsstahl für Anwendungen ausgewählt, die Hochtemperaturbetrieb erfordern. Diese Legierung erreicht ihre maximale Härte durch das Phänomen der sekundären Härtung. Daher hat M50 gute Festigkeit bei erhöhten Temperaturen. Die nominelle Zusammensetzung von M50 ist 0,80% C, 4,10% Cr, 4,25% Mo und 1,00% V. Sekundäre Härtung in dieser Legierung beruht primär auf Mo und V.
Der hauptsächliche Nachteil von M50 oder anderen Schnellarbeitsstählen ist, daß der relativ hohe Kohlenstoff- und Legierungsgehalt der Legierung seine Bruchfestigkeit oder Zähigkeit in großem Maße senkt. Unter Berücksichtigung früherer Kenntnis der inhärenten Vorteile der Verwendung aufgekohlter Komponenten wurde eine Version von M50 mit niedrigem Kohlenstoffgehalt entwickelt. Die Varietät mit niedrigem Kohlenstoffgehalt wurde M50 Nil genannt; ihre nominelle Zusammensetzung ist: 0,13% C, 4,20% Cr, 3,40% Ni, 4,25% Mo und 1,2% V. Die Variante von M50 mit niedrigem Kohlenstoffgehalt und zugesetztem Nickel hat hervorragende Bruchzähigkeit. Überdies sind, da Kohlenstoff zum Mantel durch eine Gas-Metall-Reaktion zugegeben wird, die während der Aufkohlung gebildeten Carbide kleiner als die Carbide in M50-Knetlegierung. Die Abwesenheit größerer Carbide ist nützlich für die Walzkontaktgrenzlastspielzahl.
Es gibt einen wichtigen Nachteil, der mit M50 Nil verbunden ist. Da die Legierung 4,2% Cr enthält, ist sie schwierig aufzukohlen. Komponenten, die aus M50 Nil hergestellt sind, müssen voroxidiert werden, bevor sie aufgekohlt werden. Dieser Schritt schafft zusätzliche Ausgaben und Probleme für Lagerhersteller, die M50 Nil verwenden. Vakuumplasma-Aufkohlung kann an nicht-oxidiertem M50 Nil verwendet werden, aber diese Verarbeitung ist sehr teuer, verglichen mit Standard-Gasaufkohlung.
Das Vorhandensein von ungefähr 4% Chrom in den meisten Schnellarbeitsstählen kann teilweise das Ergebnis früher Entwicklungen mit diesen Legierungen und ihrer Verarbeitung sein. Während der vorläufigen Entwicklung dieser Legierungssorten wurde bemerkt, daß 4% Chrom der beste Kompromiß zwischen Härte und Zähigkeit für Schnellarbeitsstähle war. Es sollte jedoch bemerkt werden, daß, wenn man mit Legierungsstählen vergleicht, die Zähigkeit jedes Schnellarbeitsstahles bestenfalls sehr schlecht ist. Obgleich Chrom hauptsächlich verantwortlich ist für die große Härtbarkeit dieser Legierungen, ist diese Eigenschaft nur von Bedeutung in Komponenten mit großen Querschnittsflächen. Man glaubt, daß Chrom in der Matrix die Schwierigkeit der Ausfällung und Koaleszenz des Carbids, das beim Phänomen der sekundären Härtung involviert ist, erhöht. Chrom allein jedoch trägt nicht in großem Maße zu Verbesserungen der Warmhärte bei. In Maschinenverarbeitungstests ist gezeigt worden, daß weniger als 4% Cr die Schneideffizienz senkt. In der frühen Entwicklung von Schnellarbeitsstählen wurde festgestellt, daß Chrom die Oxidation und Verzunderung dieser Legierungen während der Wärmebehandlung verringert. Obgleich dieser Faktor in den 1940ern wichtig gewesen sein mag, kann die Oxidation während der Wärmebehandlung mit heutigen modernen Öfen und rektifizierten Salzbädern leicht verhindert werden. Es ist von sogar noch größerem Interesse zu berücksichtigen, daß die Oxidationsbeständigkeit, die durch Chrom bewirkt wurde, als günstig angesehen wurde, aber diese selbe Eigenschaft ist es, die M50 Nil schwierig aufzukohlen macht.
Eine sorgfältige Analyse der Vorteile, die bei Verwendung von Schnellarbeitsstählen bei Lageranwendungen erreicht worden sind, gekoppelt mit einem Anerkenntnis der Beschränkungen, die durch diese Legierungen und M50 Nil erfahren werden, bildet die Entstehungsgeschichte der vorliegenden Erfindung. Idealerweise sollte eine Lagerlegierung für Hochtemperaturanwendungen die folgenden Eigenschaften besitzen:

1. hohe Druckstreckspannung
2. hohe Härte
3. hohe Warmhärte
4. hervorragende Zähigkeit
5. Leichtigkeit der Herstellung
6. Druckrestspannungen im Mantel.

Eine Legierung nach dem Stand der Technik ist in JP-A-09194987 offenbart, die auf einen wärmebeständigen Niederlegierungsstahl zur Verwendung als ein Dampfturbinenrotor gerichtet ist, in dem der Cr-Gehalt 0,8 bis weniger als 1,5% beträgt. Zusätzlich sind die V- und Mo-Gehalte signifikant niedriger als in der vorliegenden Erfindung.
GB-A-1220620 offenbart eine Stahlzusammensetzung, die 0,1–0,5% C, 0,1–1,3% Si, 0,3–20% Mn, 1,0–5,0% Cr, 0,5–5,0% Mo, 0,5–3,0% V, fakultativ weniger als 2,0% W, weniger als 5,0% Ni, weniger als 3,0% Co, Rest Fe und Verunreinigungen umfaßt.
ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung betrifft Schnellarbeitsstähle mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, die unter Verwendung herkömmlicher Verfahren, die für Standard-Legierungsstähle eingesetzt werden, wie etwa 8620, 8720, 4320 oder 3311, leicht aufgekohlt werden können. Diese Familie von Legierungen enthält weniger Kohlenstoff als in einer Standardsorte von Schnellarbeitsstahl. Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung enthalten bis zu 0,40 Gew.-% Kohlenstoff. Zusätzlich beträgt der Chromgehalt der Legierungen 0,5 bis 1,5 Gew.-%. Der niedrige Chromgehalt ist ein kritischer Faktor bei der Erhöhung der Leichtigkeit der Aufkohlung dieser Stähle. Wie bei allen Stählen besteht der Großteil der Legierung aus Eisen. Die Auswahl der Legierungselemente und ihre Wirkung auf Eigenschaften sind unten aufgelistet:
Obgleich die vorläufige Entwicklung dieser Erfindung für Lageranwendungen gedacht war, können viele andere Anwendungen in Betracht gezogen werden. Zum Beispiel brechen Bohrer, die aus herkömmlichen Schnellarbeitsstählen hergestellt sind, leicht, wenn zuviel Kraft auf sie angewendet wird. Ein Bohrer, hergestellt aus einem aufgekohlten HSS, besitzt viel bessere Bruchfestigkeit als ähnliche Bohrer mit hohem Kohlenstoffgehalt.
Der Oberflächenkohlenstoffgehalt der Legierungen der vorliegenden Erfindung wird durch die Aufkohlungsatmosphäre gesteuert. Es ist leicht, hohe Kohlenstoffgehalte (z.B. bis zu 1% Kohlenstoff) auf der Oberfläche von Schneidwerkzeugen zu erhalten, die aus Legierungen der vorliegenden Erfindung hergestellt sind. Höhere Kohlenstoffgehalte machen die Schneidwerkzeuge abnutzungsbeständiger und die Gesamtzähigkeit dieser Werkzeuge ist hervorragend. Im allgemeinen sind Stähle mit Kohlenstoffgehalten über 1% sehr schwierig in einem Stahlwerk herzustellen. Solche Stähle mit hohem Kohlenstoffgehalt neigen dazu, nach dem Festwerden zu reißen, und sind extrem schwierig wiederzuerwärmen und zu schmieden oder zu walzen.
Da der Großteil der Carbide in den Legierungen der Erfindung während der Aufkohlung gebildet werden, ist die Carbidgrößenverteilung insgesamt kleiner als die Carbide einer ähnlichen Knetlegierung. Überdies ist die Anzahl von Carbiden, die vor der Aufkohlung vorhanden sind, geringer als in einer Legierung mit hohem Kohlenstoffgehalt. Daher ist die Familie von Stählen in der vorliegenden Erfindung leichter maschinell zu verarbeiten als Standard-HSS. Das Nichtvorhandensein der hohen Volumenfraktion von Carbiden liefert einen weiteren Vorteil für diese Stahlsorten. Höhere Gehalte an Mn und S können ebenfalls in diese erfinderischen Legierungen eingearbeitet werden, um die maschinelle Verarbeitbarkeit dieser Stähle weiter zu verbessern. Die folgende detaillierte Beschreibung zeigt, wie einige ausgewählte Legierungszusammensetzungen innerhalb des Schutzumfanges der Erfindung auf Aufkohlung und Wärmebehandlung reagieren. Die beigefügten Daten belegen die überlegenen physikalischen Eigenschaften, die dadurch erreicht werden.
Genauer gesagt liefert die vorliegende Erfindung einen aufkohlbaren Schnellarbeitsstahl (HSS), der hohe Härte und Bruchbeständigkeit besitzt, mit einer Basiszusammensetzung, die in Gew.-%: 0–0,4% C; 0,5–1,5% Cr; 1,5–3,5% Ni; 0,1–0,6% Mn; 0,15–0,65% Si; bis zu 13% Co; bis zu 28% W; max. 0,03% P; max. 0,03% S; und eines oder mehrere der folgenden in den angegebenen Prozentanteilen, nämlich 4,0–15,3% Mo, 1,0–5,7% V, umfaßt; und wobei die gesamte Menge von % Cr + % Mo + % V + % W + % Co gleich oder niedriger als 35% ist und der Rest Fe und nebensächliche Verunreinigungen sind.
Die oben beschriebene Basiszusammensetzung kann leicht verändert werden, um einen modifizierten M50-HSS bereitzustellen, bestehend aus: 0,0 ≤ % C ≤ 0,40, 0,50 ≤ % Cr ≤ 1,50, 2,50 ≤ % Ni ≤ 3,50, 4,0 ≤ % Mo ≤ 11,0, 1,0 ≤ % V ≤ 4,50, 0,10–0,60% Mn, max. 0,03% P, max. 0,03% S, 0,15–0,65% Si und Rest Fe plus nebensächliche Verunreinigungen.
Zusätzlich kann die oben beschriebene Basiszusammensetzung weiter verändert werden, um einen modifizierten M1-HSS bereitzustellen, im wesentlichen bestehend aus: 0,0 ≤ % C ≤ 0,40, 0,50 ≤ % Cr ≤ 1,50, 1,50 ≤ % Ni ≤ 2,50, 8,2 ≤ % Mo ≤ 15,3, 1,0 ≤ % V ≤ 4,20, 1,40 ≤ % W ≤ 18,6, 0,10–0,60% Mn, max. 0,03% P, max. 0,03% S, 0,15–0,65% Si und Rest Fe plus nebensächliche Verunreinigungen.
Noch weiter kann die oben beschriebene Basiszusammensetzung weiter verändert werden, um einen modifizierten M2-HSS bereitzustellen, im wesentlichen bestehend aus: 0,0 ≤ % C ≤ 0,40, 0,50 ≤ % Cr ≤ 1,50, 1,50 ≤ % Ni ≤ 2,50, 4,5 ≤ % Mo ≤ 13,0, 1,7 ≤ % V ≤ 5,7, 5,5 ≤ % W ≤ 28,0, 0,10–0,60% Mn, max. 0,03% P, max. 0,03% S, 0,15–0,65% Si und Rest Fe plus nebensächliche Verunreinigungen.
Noch weiter schließt die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines aufgekohlten Schnellarbeitsstahls ein, der hohe Härte und Bruchbeständigkeit besitzt. Das erfinderische Verfahren umfaßt die Schritte:

(a) Bereitstellen eines Schnellarbeitsstahls mit einer Zusammensetzung in Gew.-%, die: 0–0,4% C; 0,5–1,5% Cr; 1,5–3,5% Ni; 0,1–0,6% Mn; 0,15–0,65% Si; bis zu 13% Co; bis zu 28% W; max. 0,03% P; max. 0,03% S; und eines oder mehrere der folgenden, in den angegebenen Prozentanteilen, nämlich 4,0–15,3% Mo, 1,0–5,7% V, umfaßt; und wobei die Gesamtmenge % Cr + % Mo + % V + % W + % Co gleich oder niedriger ist als 35% und der Rest Fe und nebensächliche Verunreinigungen sind;
(b) Aufkohlen besagten Schnellarbeitsstahls, um einen aufgekohlten Schnellarbeitsstahl bereitzustellen;
(c) Abschreckhärten des aufgekohlten Schnellarbeitsstahls, um einen aufgekohlten und abschreckgehärteten Schnellarbeitsstahl bereitzustellen;
(d) Austenitisieren des aufgekohlten und abschreckgehärteten Schnellarbeitsstahls, um einen aufgekohlten und austenitisierten Schnellarbeitsstahl bereitzustellen;
(e) Abschreckhärten des aufgekohlten und austenitisierten Schnellarbeitsstahls; und
(f) Durchführen zweier Anlaßschritte bei 500° bis 550°C, wobei nach jedem Anlaßschritt der Schnellarbeitsstahl auf Raumtemperatur luftgekühlt wird, wodurch zurückbehaltenes Austenit in Martensit überführt wird und eine Dispersion von Feinlegierungscarbiden gebildet wird, um sekundäre Härtung zu erreichen und eine Nahoberflächenhärte über 60 HRC bereitzustellen.

Ein vollständiges Verständnis der Erfindung wird aus der folgenden Beschreibung erhalten werden, wenn sie in Zusammenhang mit den beigefügten Zeichnungsfiguren genommen wird.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 ist ein Diagramm Härte gegen Anlaßkurven für Klassen von Stählen;
2 ist ein Diagramm, das Härte gegen Tiefe unterhalb der Oberfläche für aufgekohlte, modifizierte M2-Schnellarbeitsstahllegierungen zeigt;
3 ist ein Diagramm, das Härte gegen Anlaßtemperatur für Charge 1320 bei einer Manteltiefe von 0,010 Inches (0,25 mm) zeigt;
4 ist ein Diagramm ähnlich zu 3, durchgeführt an Charge 1325, ebenfalls bei einer Manteltiefe von 0,010 Inches (0,25 mm);
5 ist ein Diagramm, das Härte gegen Tiefe unterhalb der Oberfläche für eine Anzahl von Charge von aufgekohlter, modifizierter M2-Legierung mit V-Variation zeigt;
6 ist Diagramm, das Härte gegen Tiefe unterhalb der Oberfläche für Legierungen zeigt, die doppelt angelassen wurden, verglichen mit einer Legierung, die bei 100 Stunden 400°C ausgesetzt war, und einer, bei der dies nicht der Fall war;
7 ist ein Diagramm, das Härte gegen Tiefe unterhalb der Oberfläche für eine Anzahl aufgekohlter M1-Legierungsvarianten zeigt;
8 ist ein Diagramm, das die Menge an rückbehaltenem Austenit gegen Chromgehalt in einem aufgekohlten M1-Schnellarbeitsstahl zeigt;
9 ist ein Diagramm, das Restspannung gegen Tiefe in einer modifizierten M1-Legierung zeigt, was den Effekt von Cr zeigt;
10 ist ein Diagramm, das Härte gegen Temperatur an einer Reihe von Stählen mit hohen Kohlenstoffgehalt zeigt;
11 ist ein Diagramm, das Härte gegen Tiefe für eine modifizierte M1-Legierung, die 1% Chrom enthält, zeigt;
12 ist ein Diagramm, das Restspannung gegen Tiefe für eine modifizierte M1-Legierung mit 1% Chrom zeigt;
13 ist ein Diagramm, das Härte gegen Tiefe für eine modifizierte Legierung mit 1,5% Chrom zeigt, die variierende Mengen Nickel enthält;
14 ist ein Diagramm, das Restspannung gegen Tiefe für eine modifizierte M1-Legierung mit 1,5% Chrom zeigt, das variierende Mengen Nickel enthält;
15 ist ein Diagramm, das Härte gegen Tiefe für eine Reihe von modifizierten M50 Nil-Legierungen, die variierende Mengen Chrom enthalten, zeigt;
16 ist ein Diagramm, das Restspannung gegen Tiefe für eine Reihe modifizierte M50 Nil-Legierungen zeigt, die variierende Mengen Chrom enthalten;
17 ist ein Diagramm, das Härte gegen Temperatur für eine Reihe von M50 Nil-Legierungen, die variierende Mengen Chrom enthalten, zeigt; und
18 ist ein Diagramm der inkrementalen Vickers-Härte gegen % C als Legierungskohlenstoff für Mo, V, W und Cr.
BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORM
Die Erfindung betrifft Schnellarbeitsstähle mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, die leicht unter Verwendung herkömmlicher Verfahren aufgekohlt werden können, die für Standard-Legierungsstähle eingesetzt werden, wie etwa 8620, 8720, 4320 oder 3311. Die Familie von Legierungen enthält weniger Kohlenstoff, als in einer Standardsorte von Schnellarbeitsstahl vorliegt. Zusätzlich beträgt der Chromgehalt der Legierungen 0,5 bis 1,5%. Der niedrige Chromgehalt ist ein kritischer Faktor bei der Erleichterung der Aufkohlung dieser Stähle. Die hauptsächlichen Legierungselemente in diesen Stählen sind Mo, V, W und Cr. Andere Legierungselemente können Co und Si einschließen. Die Wirkung, die Cr, Mo, V und W auf die sekundäre Härtung haben, wurde von Crafts und Lemont im Jahre 1949 sorgfältig dokumentiert, 18. Wie angegeben, haben inkrementale Anstiege in Cr eine größere Wirkung auf die Härte während des Anlassens bei 538°C (1000°F) als Mo, V oder W. Daher sind, wenn Cr aus diesen Stählen entfernt wird, erhöhte Mengen an Mo, V oder W erforderlich, um dieselbe Härte nach dem Anlassen zu erreichen. Die in 18 dargestellten Effekte können durch die folgenden Gleichungen ausgedrückt werden: Vickers-Inkrement (Cr) = 550{% C0,8702} (1) Vickers-Inkrement (Mo) = 754{% C0,6037} (2) Vickers-Inkrement (V) = 678{% C0,5974} (3) Vickers-Inkrement (W) = 584{% C0,6039} (4)
Als ein Beispiel beträgt der nominelle Cr-Gehalt für die Legierung M1 3,75%. Wenn der Chromgehalt auf 1,50% gesenkt wird, bedeutet dies, daß 2,25% Chrom, die verwendet wurden, um Legierungscarbide zu bilden, entfernt worden sind. Nach Crafts und Lemont bildet Chrom Cr₇C₃-Carbide. Cr₃C₇ enthält 19 Gew.-% Kohlenstoff. Das Cr₃C₇, das entfernt wurde, enthielt 0,43% C. Dies bewirkt eine Abnahme der Härte der Legierung, wie beschrieben durch Gleichung 1. Die Härteverringerung beträgt: Vickers-Inkrement (Cr) = {% C0,8702} Vickers-Inkrement (Cr) = 550{0,430,8702} = 263,9.
Wenn W zur Legierung zugesetzt wird, um die Härte wiederherzustellen, die durch die Entfernung von Cr verloren gegangen war, wird die erforderliche Menge an W durch Verwendung von Gleichung 4 berechnet: Vickers-Inkrement (W) = 584{% C0,6039} 263,9 = 584{% C0,6039}
% C = 0,27% für W-Carbide in der Form von W₂C. Da 1% W 0,033% C, gewichtsbezogen, erfordert, um W₂C zu bilden, bedeutet dies, daß 8,18% W zur Legierung zugegeben werden müssen, um die Härte auf den ursprünglichen Wert zu bringen. In ähnlicher Weise werden, wenn Mo verwendet wird, um das Cr zu ersetzen, 3,09% Mo benötigt, um der Entfernung von Cr entgegen zu wirken. Auf der Basis von Gleichung 3 sind nur 1,40% V erforderlich, um die Entfernung des Cr zu kompensieren.
Es ist möglich, daß andere, komplexere Carbide in diesen Legierungen, neben den diskutierten, enthalten sind. Diese Gleichungen dienen jedoch als grundlegende Richtlinien zur Bewertung der Verringerungen der sekundären Härtung, die durch die Entfernung von Chrom bewirkt werden, und Verstärkungen der sekundären Härtung, die durch die Zugabe von Mo, V und W oder Kombinationen dieser Legierungen bewirkt werden. Die Gleichungen zeigen, daß V der potenteste Legierungsbestandteil für erhöhte sekundäre Härte ist, gefolgt von Mo bzw. W.
Die nominellen Zusammensetzungen von M-Sorten (Molybdän-Typen) von Schnellarbeitsstählen sowie T15, einer üblichen Wolframsorte, hergestellt von Latrobe Steel, sind in Tabelle 2 enthalten. Die herkömmlichen Zusammensetzungsgrenzen für diese HSS- Qualitäten sind aufgestellt durch ASTM Standard A600, die in Tabelle 2A angegeben sind. Für Vergleichszwecke sind die maximalen Mengen der primären Legierungen für sowohl die M-Sorten als auch T15 aufgelistet. Die Summen der Legierungselemente insgesamt für jede Sorte sind für diese Legierungen berechnet worden.
Man betrachte eine 1%-Chromvariation der folgenden Schnellarbeitsstähle M50, M1 und M2. Für Legierung M50 beträgt der nominelle Chromgehalt, unter Verwendung der Zusammensetzungsbereiche, die in ASTM A600 aufgelistet sind, 4,25%. Wenn der nominelle Chromgehalt von M50 auf 1% verringert wird, werden 3,25% Chrom aus der Legierung entfernt. Angenommen, daß all dieses Chrom in der Form von Cr₇C₃-Legierungscarbid vorliegt, auf einer Gewichtsfraktionsbasis, entfernt die Entfernung dieser Chrommenge 0,82% Kohlenstoff, das in Chromcarbiden enthalten wäre. Unter Verwendung von Gleichung 1 würde eine Abnahme der Vickers-Härte von 463 HV erwartet werden. Wenn Mo zugegeben wird, um diese Verringerung der Härte zu kompensieren, gibt Gleichung 2, an, daß zusätzliche 7,28% Mo erforderlich wären. In ähnlicher Weise wären, um die Härteabnahme auszugleichen, die durch die Entfernung von Chrom bewirkt wird, 3,52% Vanadium nach Gleichung 3 erforderlich. Somit würde der neue maximale Legierungsgehalt für diese Elemente in einem modifizierten M50-HSS gemäß der vorliegenden Erfindung Mo = 11,0% und V = 4,50% werden. Die maximalen Werte für die Legierungsbestandteile Mo, V und W werden unter Verwendung der Gleichungen (1), (2) bzw. (3) berechnet und der berechnete Wert wird dann zum maximalen Wert für denjenigen Bestandteil addiert, der in ASTM A600 von Tabelle 2A zu finden ist.
In ähnlicher Weise beträgt der maximale Cr-Gehalt von M1-HSS, auf der Grundlage von ASTM A600, 4,00%. Eine Verringerung des Cr-Gehaltes von M1 auf 1,0% bedeutet, daß 3% Cr, die verwendet wurden, um Legierungscarbide zu bilden, entfernt worden sind. Nach Analyse, ähnlich zu derjenigen, die für M50 beschrieben ist, müßte der Mo-Gehalt des modifizierten M1 um 6,1% erhöht werden. Der Anstieg in V wäre 2,81% und der Anstieg in W, aus Gleichung 4, wäre 16,5%. Eine ähnliche Analyse für M2-HSS zeigt, daß für einen Cr-Gehalt von 1% entsprechende Anstiege in den Gehalten von Mo, V und W 7,54%, 3,52% bzw. 21,1% wären.
In den obigen Beispielen wurde die Wirkung nur einer Legierungszugabe pro Berechnung berücksichtigt. Als solche etabliert dies die Maxima für jedes der Legierungselemente, die in dieser Erfindung betrachtet werden. In der Praxis würde die Härteabnahme, die durch die Entfernung von Chrom bewirkt wird, aufgefangen werden durch Erhöhen von mehr als nur einem Legierungselement. Daher hätten die tatsächlichen Zusammensetzungen dieser Stähle selten die maximale Menge an Legierungselement, die in den Zusammensetzungen zitiert ist.
Auf der Grundlage dieser Beispiele ist die Elementensumme von Legierungselementen bestehend aus (% Cr + % Mo + % V + % W + % Co) kleiner als oder gleich 35 Gew.-%.
Die vorliegende Erfindung wird nunmehr unter Bezugnahme auf spezifische Beispiele beschrieben werden, die ein besseres Verständnis der Erfindung ermöglichen werden.
BEISPIELE
Beispiel 1 (nicht gemäß der Erfindung)
Eine Gruppe von vier 50 Pound (22 kg) schweren Labor-Vakuuminduktionschargen aus modifizierten M2-Schnellarbeitsstählen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt wurden geschmolzen und in Graphit-Blöcke gegossen. Die Blöcke wurden stabilgeglüht und grob maschinell bearbeitet, um Oberflächendefekte zu entfernen. Die Blöcke wurden dann in drei Abschnitte mit gleicher Höhe von ungefähr 2,75 Inches (70 mm) geschnitten. Diese Abschnitte wurden dann auf 2.250°F (1.232°C) erhitzt und in der Dicke auf ungefähr 0,675 Inches (17,2 mm) in der Höhe durch Auswalzen zu Platten verringert.
Die Zusammensetzungen der modifizierten Legierungen und die nominelle Zusammensetzung von herkömmlichen M2-Schnellarbeitsstählen sind unten in Tabelle 3 aufgelistet.
Tabelle 3
Zusätzlich zu niedrigen Kohlenstoff- und Chromgehalten wurden der Mo-Gehalt und der W-Gehalt dieser erfinderischen Legierung von Standard-M2-HSS modifiziert, identifiziert als Chargen 1320, 1321, 1322 und 1323 in Tabelle 3. Die Legierungen können andere Bestandteile enthalten, die üblicherweise in HSS vom Wolfram-Typ und HSS vom Molybdän-Typ vorhanden sind, wie vorgelegt in ASTM Standard A600, nämlich (in Gew.-%) 0,10–0,60 Mn, max. P 0,03, max. S 0,03, 0,15–0,65 Si, (Ni + Cu) = max. 0,75, Rest Fe plus nebensächliche Verunreinigungen. Der S-Gehalt kann auf etwa 0,06–0,15 erhöht werden, um die Maschinenverarbeitbarkeit zu verbessern.
Nachdem sie zu Platten ausgewalzt worden sind, wurden die Legierungen grob maschinell bearbeitet und kleinere Platten, hergestellt aus den Legierungschargen 1320, 1321, 1322 und 1323, wurden in einer kommerziellen Anlage aufgekohlt. Die kleinen Platten wurden in einen Standard-Aufkohlungsofen gegeben und auf ungefähr 1.760°F (960°C) erhitzt. Sie erfuhren eine standardmäßige kommerzielle 1/16'' (1,6 mm)-Mantel-Aufkohlungsbehandlung. Die Ofenatmosphäre im Aufkohlungsverfahren wird als ein endothermes Gas mit einer Erdgasanreicherung bezeichnet. Das Gas besteht typischerweise aus 40% Wasserstoff, 40% Stickstoff und 20% Kohlenmonoxid. Das Kohlenstoffpotential des Gases im Ofen beträgt ungefähr 1,40% C. Die Gesamtzykluszeit einschließlich Erhitzen beträgt ungefähr 13 Stunden. Nach der Aufkohlung wurden die Platten in Öl abgeschreckt.
Im Anschluß an die Ölabschreckung wurden kleinere Probenstücke aus den Platten geschnitten. Diese Probenstücke wurden auf 2.228°F (1.120°C) erhitzt und für 15 Minuten bei Temperatur gehalten. Die Probenstücke wurden dann in Öl abgeschreckt. Im Anschluß an die Abschreckung wurden die Probenstücke für 2 Stunden bei 932°F (500°C) angelassen und auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Probenstücke wurden dann erneut bei 932°F (500°C) für zwei Stunden angelassen und auf Raumtemperatur abgekühlt. Es wurden Querschnitte von den Probenstücken hergestellt und für standardmäßige metallographische Analyse vorbereitet. Zusätzlich wurde ein Knoop-Mikroindentationshärtedurchlauf auf jedem der Probenstücke durchgeführt, dessen Ergebnisse graphisch in 2 dargestellt sind. Wie angegeben überschritt die Härte der Probenstücke 60 HRC für wenigstens 0,050'' (1,27 mm) für jedes Probenstück. Da die Anlaßreaktion dieser Legierungen unbekannt war, war 932°F (500°C) eine anfängliche Schätzung der geeigneten Anlaßtemperatur.
Eine weitere Gruppe von Probenstücken aus jeder Legierungscharge wurde bei Temperaturen im Bereich von 302°F (150°C) bis 1.112°F (600°C) doppelt angelassen. Die Daten für Charge 1.320 sind graphisch in 3 dargestellt. Wenn angelassen bei 302°F (150°C), beträgt die Härte der Legierungscharge 1.320 760 KHN₅₀₀ bei einer Tiefe von 0,010'' (0,25 mm) unter der Oberfläche. Härtemessungen wurden bei 0,010'' (0,25 mm) unter der Oberfläche vorgenommen, um alle kleinen Variationen im Oberflächenkohlenstoff auszugleichen, die vorhanden sein könnten. Da die Proben aufgekohlt waren, wurden alle Härtemessung zu Vergleichszwecken bei der Bewertung der Wirkungen des Anlassens bei derselben Tiefe vorgenommen. Wie angegeben sinkt die Härte der Probenstücke zunächst, wenn die Anlaßtemperatur bis auf ungefähr 752°F (400°C) erhöht wird. Für Temperaturen oberhalb 752°F (400°C) beginnt die Härte jedoch anzusteigen. Ein Maximum wird für die Legierung von Charge 1320 bei 1.022°F (550°C) erreicht. Diese Ergebnisse zeigen, daß diese Legierung ein Anlaßverhalten „Klasse 3" aufweist, trotz der Tatsache, daß der Chromgehalt viel niedriger ist als die nominellen 4,0%, die in den meisten Schnellarbeitsstählen vorhanden sind. Der Chromgehalt dieser Legierung betrug nur 0,77%.
Beispiel 2 (nicht gemäß der Erfindung)
Eine weitere Reihe von modifizierten M2-Schnellarbeitsstahllegierungen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt wurde unter Bedingungen hergestellt, die ähnlich waren zu denjenigen, die in Beispiel 1 beschrieben sind. Die Zusammensetzungen dieser Legierung sind in Tabelle 4 unten angegeben.
Nach dem Schmelzen wurden Probenstücke gewalzt und für die Aufkohlung unter Verwendung der in Beispiel 1 beschriebenen Verfahren vorbereitet. Die zweite Gruppe von Probenstücken wurde gleichzeitig im selben Ofen wie diejenigen aufgekohlt, die in Beispiel 1 beschrieben sind. Wärmebehandlung wurde mit den Probenstücken von Beispiel 1 durchgeführt. Erneut wurde hier eine ähnliche Anlaßreaktion beobachtet. Die Härte bei einer Tiefe von 0,010'' (0,25 mm) unter der Oberfläche für Charge 1325, wenn bei 302°F (150°C) doppelt angelassen, betrug 854 KHN₅₀₀. Als die Anlaßtemperatur anstieg, fiel die Härte auf 714 KHN₅₀₀ bei 842°F (450°C). Ein Maximum in der Härte wurde erreicht, wenn die Legierung bei 1.022°F (550°C) doppelt angelassen wurde 838 KHN₅₀₀, 4. Erneut zeigte die aufgekohlte Legierung hier die Anlaßreaktion „Klasse 3" (siehe 1).
Es ist interessant, die Reaktion dieser Gruppe von Legierungen auf Aufkohlung zur Kenntnis zu nehmen. Alle Legierungen haben eine Nahoberflächenhärte über 60 HRC. Wie in 5 dargestellt, sind jedoch die Härteabnahmen um so schneller, je höher der Vanadiumgehalt ist, wenn die Entfernung von der Oberfläche des Probenstückes erhöht wird. Überdies ist die Oberflächenhärte der Legierungen mit ansteigendem Vanadiumgehalt der bestimmten Legierung höher. Dies zeigt, daß der meiste Kohlenstoff, der während der Aufkohlung absorbiert wird, zunächst Vanadiumcarbide bildet und dann Kohlenstoff in der Eisen-Austenitphase gelöst wird. Offensichtlich könnten Legierungen mit noch höheren Vanadiumgehalten hergestellt werden, die einen viel abnutzungsbeständigeren Mantel hätten und immer noch einen zähen Kern beibehielten.
Beispiel 3 (nicht gemäß der Erfindung)
Eine weitere Anforderung für Lagerlegierungen ist die Fähigkeit, einem hohen thermischen Zyklus von 662°F bis 932°F (350°C bis 500°C) für mögliche Anwendung verschiedener Formen von abnutzungsbeständigen Beschichtungen zu widerstehen. Im allgemeinen werden rostfreie Legierungen mit hohem Kohlenstoffgehalt oder HSS-Legierungen für diese Anwendungen verwendet. Der Grund hierfür ist, daß Legierungsstähle und herkömmliche Aufkohlungsstähle erhöhten Temperaturen nicht widerstehen können. Die HSS-Legierungen können Temperaturen in diesen Bereichen ohne merkbare Abnahme der Härte widerstehen. Der Grund für dieses Verhalten ist wie folgt. Nachdem diese Legierungen bei zum Beispiel 1.022°F (550°C) angelassen sind, wird jede darauffolgende thermische Behandlung bei Temperaturen, die niedriger sind als die Temperatur, die verwendet wurde, um sekundäre Härtung zu erreichen, die Mikrostruktur der Legierung nicht beeinflussen. Man betrachte ein aufgekohltes Probenstück aus Charge 1320 von Tabelle 3. Nach doppeltem Anlassen bei 1.022°F (550°C) wurde ein Abschnitt dieser Legierung dann auf 752°F (400°C) für 100 Stunden erhitzt. Nachdem er diesem thermischen Zyklus ausgesetzt worden war, war die Härte als eine Funktion der Tiefe unter der Oberfläche im wesentlichen identisch zu derjenigen des Probenstücks, das nur doppelt angelassen wurde (siehe 6). Somit können aufgekohlte HSS-Legierungen den Hochtemperaturzyklen, die in CVD- und PVD-Beschichtungsanwendungen verwendet werden, sowie anderen Typen von thermisch aufgebrachten Beschichtungen, mit Erfolg widerstehen.
Beispiel 4 (nicht gemäß der Erfindung)
Eine 50 Pound (22 kg) schwere Charge Stahl, die 0,21% Kohlenstoff, 0,60% Cr und ungefähr die Hälfte des Standardlegierungsgehaltes von M2-HSS enthielt, wurde geschmolzen. Genauer waren die Hauptlegierungsgehalte (W = 3,14%, V = 0,92% und Mo = 2,36%. Dieser Stahl wurde in eine Form gegossen und dann zu einer Stange, ungefähr 1,5'' (38 mm) im Quadrat, warmgeformt. Aus dieser Stange wurden maschinell Zylinder mit einem Außendurchmesser von 1,265'' (32,1 mm), einem Innendurchmesser von 0,860'' (21,8 mm) und einer Höhe von 1,0'' (25,4 mm) hergestellt. Die maschinell hergestellten Zylinder wurden unter Verwendung der Verfahren aufgekohlt, die ähnlich sind zu denjenigen, die zuvor in Beispiel 1 beschrieben sind, um eine Manteltiefe von 1/32'' (0,8 mm) zu schaffen. Nach der Aufkohlung wurden die Stangen auf 1.650°F (900°C) vorerhitzt und dann in einen Austenitisierungsofen bei 2.225°F (1.218°C) für ungefähr 5 Minuten gegeben. Die Zylinder wurden aus dem Austenitisierungsofen entnommen und in einem Salzbad bei 1.000°F (538°C) abgeschreckt. Nach dem Äquilibrieren im Salzbad wurden die Probenstücke auf Raumtemperatur abgekühlt und dann für zwei Stunden bei 1.000°F (538°C) doppelt angelassen. Die Härte der Oberfläche des Zylinders, wenn getestet mit einem Oberflächenhärtetester, betrug 87 auf der 15N-Skala. Dies entspricht ungefähr 51 HRC auf der Basis von Standard-Umrechnungstabellen. Die Menge an zurückbehaltenen Austenit (γ) innerhalb des aufgekohlten Mantels und das Restspannungsmuster innerhalb des Mantels sind in Tabelle 5 unten angegeben.
Beispiel 5 (nicht gemäß der Erfindung)
Eine Gruppe von 100 Pfund (45 kg) schweren Labor-Vakuuminduktionsschargen aus modifiziertem M1-HSS mit niedrigem Kohlenstoffgehalt mit Cr-Gehalten von mehr als 1,0% wurden unter Verwendung von Verfahren verarbeitet, die ähnlich sind zu denjenigen, die in früheren Beispielen beschrieben sind. Diese 100 Pfund schweren Chargen wurden jeweils in zwei 50 Pfund schwere Blöcke aufgeteilt.
Die ersten 50 Pfund (22 kg) der Charge, die wenig Kohlenstoff enthielten, wurden in einen Block gegossen. Zusätzlicher Kohlenstoff wurde zu den restlichen 50 Pfund (22 kg) Stahl zugegeben, um eine Legierung zu schaffen, die ungefähr 0,80% Kohlenstoff enthielt. Die Legierung mit hohem Kohlenstoffgehalt wurde dann in einen weiteren Block gegossen, wodurch ein weiterer 50 Pfund (22 kg) schwerer Block geschaffen wurde.
Die Zusammensetzungen der modifizierten Legierungen und die nominelle Zusammensetzung von M1 sind in Tabelle 6 unten aufgelistet.
In der obigen Tabelle ist, mit Ausnahme von Kohlenstoff, der Legierungsgehalt der ungeradzahligen Chargen identisch zur Zusammensetzung der entsprechenden geradzahligen Charge. Zylindrische Teststücke aus diesen Stählen wurden in der Canton-Lagerfabrik unter Verwendung von zuvor beschriebenen Standardverfahren aufgekohlt. Die Härteprofile sind in 7 dargestellt. Die maximale Härte des Probenstückes, das 0,0% Cr enthielt, Charge 1410, betrug weniger als 750 KHN. Das Probenstück, das 1,01% Cr enthielt, behielt eine Härte über 800 KHN bei einer Tiefe von 0,025'' (0,64 mm) bei. Die Proben, die mehr als 1,01% Chrom enthielten, kohlten nicht gut auf. Der aufgekohlte Mantel war sehr uneinheitlich und in einigen Fällen trat Aufkohlung nicht ein.
Die Menge an zurückbehaltenem Austenit in diesen Probenstücken war stark abhängig vom Chromgehalt der Probenstücke. Für Chromgehalte über 1,01% wurde ein dramatischer Anstieg im zurückbehaltenen Austenit beobachtet, B. Der Effekt von Chrom auf Restspannungen wird dramatisch beeinflußt vom Chromgehalt, 9. Das Probenstück, das 1,01% Chrom enthielt, hatte ein viel höheres und tieferes Profil als die anderen Probenstücke aus dieser Gruppe von Chargen, 9.
Nach Härtung und doppeltem Anlassen wurden Warmhärtetests an den Stählen mit hohem Kohlenstoffgehalt durchgeführt, 10. Diese Ergebnisse sind sehr ähnlich zu denjenigen, die für andere Schnellarbeitsstähle erhalten wurden. Die Härte nahm allmählich ab, wenn die Testtemperatur auf ungefähr 800°F (427°C) anstieg. Dann oberhalb 800°F (427°C) sank die Härte schnell, als die Temperatur anstieg, 10. Probenstücke mit gleichförmigem Kohlenstoffgehalt wurden für diese Tests verwendet, so daß Variationen im Kohlenstoffgehalt, die im aufgekohlten Produkt auftreten würden, eine weitere Variable in das Testprogramm einführen würden. Da der Oberflächenkohlenstoffgehalt von aufgekohlten Komponenten jedoch ungefähr 1,00% oder leicht mehr wäre, würde die Härte dieser Legierungen für jede Testtemperatur um 5 bis 8 HRC-Punkte für Temperaturen bis zu 800°F (427°C) ansteigen.
Beispiel 6 (nicht gemäß der Erfindung)
Eine weitere Gruppe von modifizierten M1-Schnellarbeitsstählen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt wurden hergestellt, mit den in Tabelle 7 unten angegebenen Zusammensetzungen.
Für die Chargen mit 1% Chrom wurde wenig Unterschied im Hinblick auf die Härteprofile oder Restspannungsprofile für entweder 0% Ni oder 1% Ni bemerkt, siehe 11 und 12. Es wurde jedoch festgestellt, daß der Nickelgehalt der Stähle mehrere Eigenschaften beeinflußt, wenn der Chromgehalt auf 1,5% erhöht wurde. Wenn die Härteprofile betrachtet werden, scheinen 2% Ni am günstigsten zu sein und 1% Ni erhöht immer noch die Nahoberflächenhärte. Bei einem Gehalt von 4% Ni ist die Oberflächenhärte verschlechtert, siehe 13.
Die Restspannungsverteilungen in den Legierungen mit 1% Chrom wurden durch Nickelgehalte bis zu 1% nicht beeinflußt, siehe 14. Für die Legierungen mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, die 1,5% Chrom enthielten, schien ein Nickelgehalt von 1% jedoch den größten Einfluß bei der Entwicklung von Oberflächendruckrestspannungen zu haben, siehe 14. Nickelgehalte über 2% schienen nachteilig für das Restspannungsprofil zu sein. Unteroberflächenzugspannungen traten bei einem Nickelgehalt von 4% auf.
Die Bruchzähigkeit der modifizierten Legierungen, die einen nominellen Kohlenstoffgehalt von 0,22% enthielten, war hervorragend, siehe Tabelle 7. Für die Stähle mit 1,5% Chrom wurde jedoch festgestellt, daß, wenn der Nickelgehalt anstieg, die Zähigkeit abnahm (siehe Chargen 1482 und 1483), Tabelle 7. Für Legierungen mit hohem Chromgehalt mit einem Chromgehalt von ungefähr 3,5%, verbesserte die Zugabe von Nickel bis zu ungefähr 2% die Zähigkeit dieser Legierungen, siehe Tabelle 8 unten, Charge 1486.
Beispiel 7.
Eine weitere Reihe von aufgeteilten Chargen aus modifiziertem M50 Nil mit den in Tabelle 9 angegebenen Zusammensetzungen wurden geschmolzen und für Bewertung zu Zylindern ausgebildet. Erneut wurden die Legierungen hier unter Standardverfahren aufgekohlt, die für die Aufkohlung von Legierungsstahl eingesetzt werden. Keine Voroxidation oder andere Verarbeitung, die für Legierung CBS M50 Nil erforderlich ist, wurde verwendet. Diese Reihe von Legierungen wird als M50 Niller bezeichnet.
M50 Nil wurde so entwickelt, daß sie eine aufkohlbare Version mit niedrigem Kohlenstoffgehalt der Legierung mit 0,80% Kohlenstoffgehalt ist, die als M50 bezeichnet wird; siehe U.S.-Patent Nr. 4,659,241. Eine der Hauptkonzeptanforderungen an diese Legierung war, daß das Wolfram nicht als ein Legierungselement verwendet würde. Der Nickelgehalt der Legierung wurde relativ zu M50 erhöht, um die Zähigkeit zu erhöhen. Der Chromgehalt von Standard M50 wurde jedoch in der neuen Sorte beibehalten. Dies schaffte Schwierigkeiten bei der Aufkohlung des Stahls, weil, wegen des hohen Chromgehalts der Legierung, es notwendig war, Komponenten vorzuoxidieren, die aufgekohlt werden sollten. Dies ist einer der wesentlichen, einzigartigen Aspekte dieses Patentes. Durch Verringerung des Chromgehaltes und Erhöhung der Mengen der anderen Legierungselemente kann die Aufkohlung leicht durchgeführt werden und es gibt keine Verschlechterung anderer mechanischer Eigenschaften. Die Härteprofile von M50-Nil-Legierungschargen 1488, 1490, 1492 und 1494 zeigen, daß für Chromgehalte im Bereich von bis zu 1,59% Oberflächenhärten über 700 KHN erreicht werden können, 15. Für Charge 1490 betrug die Nahoberflächenhärte ungefähr 750 KHN. Die Restspannungsprofile in diesen Legierungen erwiesen sich als hervorragend, 16. Der höchste Druckoberflächenrest wurde mit Charge 1490 erhalten, die 1,08% Cr enthielt.
Die Bruchzähigkeit dieser Chargen, die einen nominellen Kohlenstoffgehalt von 0,20% enthielten, reichten von 28 bis 32 ksi (sq.rt(in.)) (30,8 bis 35,2 mPa√m), Tabelle 10. Diese Zähigkeitsniveaus sind ungefähr 50% höher als die Zähigkeitsniveaus der entsprechenden Sorten, die 0,80% Kohlenstoff enthalten. Legierung M50 Nil enthält nur 0,13% Kohlenstoff, sie hat daher eine höhere Zähigkeit, als für diese Legierungen zu finden ist. Verringerung des Kohlenstoffgehaltes dieser bestimmten Stähle würde die Zähigkeit der Legierungen erhöhen.
Die Warmhärte von M50 Nil wurde unter Verwendung der Chargen 1489, 1491, 1493 und 1495 getestet, 17. Wie dies der Fall für andere Schnellarbeitsstahllegierungen ist, gab es eine allmähliche Abnahme in der Warmhärte, wenn die Temperaturen von Raumtemperatur auf ungefähr 900°F (482°C) anstiegen. Für Temperaturen oberhalb 900°F (482°C) nahm die Härte schnell mit ansteigender Temperatur ab. Es ist wichtig zu bemerken, daß für diese Legierungen, die einen nominellen Kohlenstoffgehalt von ungefähr 0,80% enthalten, die Raumtemperaturhärte leicht höher war als 60 HRC. Für die ähnlichen aufgekohlten Qualitäten waren die Nahoberflächenhärten so hoch wie 790 KHN, 63 HRC.
Beispiel 8
U.S.-Patent Nr. 5,560,787 beschäftigt sich mit einigen der Dinge, die in dieser Erfindung beschrieben sind. Diese Erfindung ist jedoch signifikant verschieden von diesem Patent auf der Grundlage der folgenden Fakten. In diesen Beispielen wird der schnelle Anstieg im zurückbehaltenen Austenit für Chromgehalte über 2% beschrieben. Die Gehalte an zurückbehaltenem Austenit, die in den Beispielen dieser Erfindung erreicht werden, sind niedriger als 10%. U.S.-Patent Nr. 5,560,787 beschäftigt sich nicht hiermit. Hohe Gehalte an zurückbehaltenem Austenit sind oft schädlich für die Lagerleistung. Die erhöhte Zähigkeit von Nickelzugaben wird in U.S.-Patent Nr. 5,560,787 nicht angesprochen. Noch wichtiger erlauben die verringerten Gehalte an Chrom, daß diese Legierungen unter Standardverfahren aufgekohlt werden können, die eingesetzt werden zum Aufkohlen von herkömmlichen Legierungsstählen. Stähle, die gemäß dieser Erfindung hergestellt werden, werden bei Temperaturen bis 2.225°F (1.218°C) austenitisiert. Die Verwendung hoher Austenitisierungstemperaturen erlaubt, daß mehr der Legierungscarbide sich lösen, und führt zu einem härteren Material, als man erwarten würde, wenn niedrigere Austenitisierungstemperaturen eingesetzt würden.

Claims

Aufkohlbarer Schnellarbeitsstahl, der hohe Härte und Bruchbeständigkeit besitzt, welcher in Gew.-%: 0–0,4% C, 0,5–1,5% Cr; 1,5–3,5% Ni; 0,1–0,6% Mn; 0,15–0,65% Si; bis zu 13% Co; bis zu 28% W; max. 0,03% P; max. 0,03% S; und eines oder mehrere der folgenden, in den angegebenen Prozentanteilen, nämlich 4,0–15,3% Mo, 1,0–5,7% V, umfaßt; und wobei die Gesamtmenge % Cr + % Mo + % V + % W + % Co gleich oder niedriger als 35% ist und der Rest Fe plus nebensächliche Verunreinigungen sind.
Aufkohlbarer Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 1, der einen modifizierten M50-HSS umfaßt, der 0–0,4% C; 0,5–1,5% Cr; 2,5 bis 3,5% Ni; 4,0 bis 11,0% Mo; 1,0 bis 4,5% V; 0,10–0,60% Mn; max. 0,03% P; max. 0,03% S; 0,15–0,65% Si und den Rest Fe plus nebensächliche Verunreinigungen einschließt.
Aufkohlbarer Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 1, der einen modifizierten M1-HSS umfaßt, der 0–0,4% C; 0,5–1,5% Cr; 1,5 bis 2,5% Ni; 8,2 bis 15,3% Mo; 1,0 bis 4,2% V; 1,4 bis 18,6% W; 0,10–0,60% Mn; max. 0,03% P; max. 0,03% S; 0,15–0,65% Si und den Rest Fe plus nebensächliche Verunreinigungen einschließt.
Aufkohlbarer Schnellarbeitsstahl nach Anspruch 1, der einen modifizierten M2-HSS umfaßt, der 0–0,4% C; 0,5–1,5% Cr; 1,5 bis 2,5% Ni; 4,5 bis 13,0% Mo; 1,7 bis 5,7% V; 5,5 bis 28% W; 0,10–0,60% Mn; max. 0,03% P; max. 0,03% S; 0,15–0,65% Si und den Rest Fe plus nebensächliche Verunreinigungen einschließt.
Verfahren zur Herstellung eines aufgekohlten Schnellarbeitsstahls, der hohe Härte und Bruchbeständigkeit besitzt, welches die Schritte umfaßt: (a) Bereitstellen eines Schnellarbeitsstahls mit einer Zusammensetzung in Gew.-%, die: 0–0,4% C; 0,5–1,5% Cr; 1,5–3,5% Ni; 0,1–0,6% Mn; 0,15–0,65% Si; bis zu 13% Co; bis zu 28% W; max. 0,03% P; max. 0,03% S; und eines oder mehrere der folgenden, in den angegebenen Prozentanteilen, nämlich 4,0–15,3% Mo, 1,0–5,7% V, umfaßt; und wobei die Gesamtmenge % Cr + % Mo + % V + % W + % Co gleich oder niedriger ist als 35% und der Rest Fe und nebensächliche Verunreinigungen sind; (b) Aufkohlen besagten Schnellarbeitsstahls, um einen aufgekohlten Schnellarbeitsstahl bereitzustellen; (c) Abschreckhärten des aufgekohlten Schnellarbeitsstahls, um einen aufgekohlten und abschreckgehärteten Schnellarbeitsstahl bereitzustellen; (d) Austenitisieren des aufgekohlten und abschreckgehärteten Schnellarbeitsstahls, um einen aufgekohlten und austenitisierten Schnellarbeitsstahl bereitzustellen; (e) Abschreckhärten des aufgekohlten und austenitisierten Schnellarbeitsstahls; und (f) Durchführen zweier Anlaßschritte bei 500° bis 550°C, wobei nach jedem Anlaßschritt der Schnellarbeitsstahl auf Raumtemperatur luftgekühlt wird, wodurch zurückbehaltenes Austenit in Martensit überführt wird und eine Dispersion von Feinlegierungscarbiden gebildet wird, um sekundäre Härtung zu erreichen und eine Nahoberflächenhärte über 60 HRC bereitzustellen.