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TECHNISCHES
GEBIET
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Die
Erfindung betrifft eine Stahllegierung und insbesondere eine Stahllegierung
für die
Herstellung von Haltevorrichtungen und Elementen von Haltevorrichtungen
für Kunststoffformwerkzeuge.
Die Erfindung betrifft auch Haltevorrichtungen und Elemente von
Haltevorrichtungen, die aus dem Stahl gefertigt werden, ebenso wie
Rohlinge bzw. Vorformen, die aus der Stahllegierung für die Fertigung
solcher Haltevorrichtungen und Elemente von Haltevorrichtungen hergestellt
sind.
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HINTERGRUND
DER ERFINDUNG
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Haltevorrichtungen
und Elemente von Haltevorrichtungen für Kunststoffformwerkzeuge werden
als Einspann- und/oder
Einfassungskomponenten für
das Kunststoffformwerkzeug in Werkzeugsätzen eingesetzt, bei welchem
Werkzeug das Kunststoffprodukt durch eine Art eines Formungsverfahren
gefertigt werden soll. Unter den denkbaren Elementen von Haltevorrichtungen
seien Auflageplatten und andere Konstruktionsteile genannt ebenso
wie schwere Blöcke
mit großen
Vertiefungen, welche das eigentliche Formwerkzeug aufnehmen und
halten können.
Die Haltevorrichtungen und Elemente von Haltevorrichtungen bestehen
aus zahlreichen unterschiedlichen Stahllegierungen, einschließlich martensitischer
Edelstähle.
Ein Stahl, welcher durch den Anmelder gefertigt und unter dem eingetragenen
Handelsnamen RAMAX S® vertrieben wird, gehört zu dieser
Gruppe und besitzt die folgende nominelle Zusammensetzung in Gew.-%:
0,33 C, 0,35 Si, 1,35 Mn, 16,6 Cr, 0,55 Ni, 0,12 N, 0,12 S, Rest
Eisen und Verunreinigungen aus der Fertigung des Stahls. Der nächstkommende,
vergleichbare standardisierte Stahl ist AISI 420F. Stähle dieses
Typs besitzen eine angemessene Korrosionsbeständigkeit, weisen aber keine
martensitische Mikrostruktur auf, welche so homogen ist wie erwünscht, können aber
Ferrit und harte Stellen bzw. Verunreinigungen enthalten, die auf
restlichen, nicht getemperten Martensit zurückzuführen sind, was wiederum durch
eine bestimmte Ausscheidungstendenz des Stahls erklärt werden
kann. Daher besteht eine Nachfrage nach Verbesserungen, was Stähle für Haltevorrichtungen
angeht. Es ist ebenfalls erwünscht,
dass der gleiche Stahl, möglicherweise
mit einer gewissen Modifizierung der Zusammensetzung, auch für das eigentliche
Formwerkzeug nützlich
sein soll.
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OFFENBARUNG
DER ERFINDUNG
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Es
ist ein Ziel der Erfindung, einen Stahl bereitzustellen, welcher
nach dem Härten
und Tempern bzw. Anlassen eine gleichmäßigere Struktur als der oben
genannte Stahl aufweist, im Wesentlichen ohne Ferrit und/oder Unreinheiten
in dem Material, welche eine deutlich höhere Härte besitzen.
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Die
Erfindung zielt auch darauf ab, eine oder mehrere der folgenden
Wirkungen zu ereichen:
- – eine gute maschinelle Bearbeitbarkeit;
- – eine
angemessene Korrosionsbeständigkeit;
- – eine
angemessene Härtbarkeit,
wenn in Erwägung
gezogen wird, dass der Stahl für
die Fertigung von Halterblöcken
aus Platten verwendbar sein soll, die eine Dicke von bis zu mindestens
300 mm und in einigen Fällen
gar eine Dicke bis zu 400 mm haben können;
- – eine
angemessene Duktilität/Zähigkeit;
- – eine
Härte von
30–42
HRC, vorzugsweise 38–40
HRC im zähgehärteten Zustand;
- – eine
gute Polierbarkeit, zumindest gemäß einer bevorzugten Ausführungsform,
um auch für
Formwerkzeuge verwendet werden zu können, an welche hohe Anforderungen
gestellt werden, was die Polierbarkeit angeht.
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Die
oben genannten Ziele können
erreicht werden, wenn der Stahl die chemische Zusammensetzung besitzt,
welche in den anhängigen
Patentansprüchen
angegeben ist.
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Was
die Bedeutung der getrennten Elemente und ihre Wechselwirkung im
Stahl angeht, kann das Folgende als zutreffend angenommen werden,
ohne den beanspruchten Patentschutz an irgendeine spezifische Theorie
zu binden.
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Kohlenstoff
und Stickstoff sind Elemente, die eine große Bedeutung für die Härte und
Duktilität
des Stahls haben. Kohlenstoff ist auch ein wichtiges, die Härtbarkeit
förderndes
Element. Kohlenstoff jedoch bindet Chrom in der Form von Chromcarbiden
(M7C3-Carbide) und kann
daher die Korrosionsbeständigkeit
des Stahls beeinträchtigen.
Der Stahl kann daher max. 0,15 % Kohlenstoff, vorzugsweise max.
0,13 % Kohlenstoff enthalten (in diesem Text ist immer Gew.-% gemeint,
wenn nichts anderes angegeben ist). Allerdings hat Kohlenstoff auch
einige vorteilhafte Wirkungen, wie etwa, dass er zusammen mit Stickstoff
als ein gelöstes
Element in dem angelassenen Martensit vorhanden ist, um zu dessen
Härte beizutragen,
und auch als ein Austenit-Stabilisator
fungiert und damit Ferrit in der Struktur entgegenwirkt. Die Mindestmenge
von Kohlenstoff in dem Stahl soll daher 0,06 %, vorzugsweise mindestens
0,07 betragen.
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Stickstoff
trägt zur
Vorsehung einer gleichmäßigeren,
homogeneren Verteilung von Carbiden und Kohlenstoffnitriden durch
Beeinflussung der Verfestigungsbedingungen in dem Legierungssystem
bei, so dass größere Aggregate
von Carbiden vermieden werden oder während der Verfestigung verringert
werden. Der Anteil von M23C6-Carbiden
wird auch zugunsten von M(C,N), d. h. Vanadium-Kohlstoffnitriden,
verringert, was eine günstige
Auswirkung auf die Duktilität/Zähigkeit
hat. Insgesamt trägt
Stickstoff zur Einrichtung eines noch günstigeren Verfestigungsprozesses
bei, der kleinere Carbide und Nitride beinhaltet, die während des
Verarbeitens zu einer feiner dispergierten Phase aufgespalten werden
können.
Aus diesen Gründen
soll Stickstoff in einer Menge von mindestens 0,07 %, vorzugsweise
mindestens 0,08 %, aber nicht mehr als 0,22 %, vorzugsweise max.
0,15 % vorliegen, während
die Gesamtmenge an Kohlenstoff und Stickstoff die Bedingung 0,16 ≤ C + N ≤ 0,26 erfüllen soll.
Vorzugsweise soll C + N mindestens 0,17 %, aber geeigneterweise
max. 0,23 % betragen. Nominell enthält der Stahl 0,20–0,22 (C
+ N). In dem gehärteten
und angelassenen Stahl ist Stickstoff im Wesentlichen in dem Martensit
in der Form von Stickstoff-Martensit in fester Lösung gelöst und trägt somit zu der gewünschten
Härte bei.
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Zusammengefasst
kann, was den Gehalt an Stickstoff angeht, festgestellt werden,
dass Stickstoff in der genannten Mindestmenge vorliegen soll, um
zu der gewünschten
Korrosionsbeständigkeit
durch eine Erhöhung
des so genannten PRE-Werts der Matrix des Stahls beizutragen, um
als ein gelöstes
Element in dem angelassenen Martensit vorzuliegen, was zu der Härte des
Martensits beiträgt,
und um Kohlenstoffnitride, M(C,N), in einem gewünschten Maß zusammen mit Kohlenstoff
zu bilden, aber nicht den maximalen Gehalt zu überschreiten, wobei der Gehalt
an Kohlenstoff + Stickstoff maximiert wird, wo Kohlenstoff den wichtigsten Beitrag
zur Härte
leistet.
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Silizium
erhöht
die Kohlenstoffaktivität
des Stahls und somit die Tendenz, mehr primäre Carbide auszufällen. Dies
ist ein erster Grund, warum es erwünscht ist, dass der Stahl einen
niedrigen Gehalt an Silizium aufweist. Weiterhin ist Silizium ein
Ferrit stabilisierendes Element, was ein nachteiliges Merkmal von
Silizium ist. Da der Stahl auch die Ferrit stabilisierenden Elemente
Chrom und Molybdän
in ausreichenden Mengen enthalten soll, um die gewünschten
Wirkungen durch diese Elemente vorzusehen, sollte, während der
Stahl einen niedrigeren Gehalt an Kohlenstoff enthält, als
bei Stählen
für die
betreffende Anwendung üblich
ist, der Gehalt an Silizium beschränkt werden, um nicht zu bewirken,
dass der Stahl Ferrit in seiner Matrix enthält. Der Stahl darf daher nicht
mehr als 1 % Si, vorzugsweise max. 0,7 % Si, geeigneterweise max.
0,5 % Si, und am zweckmäßigsten
einen noch geringeren Gehalt an Silizium enthalten. Allgemein soll
die Regel gelten, dass die Ferrit stabilisierenden Elemente an die
Austenit stabilisierenden angepasst werden sollen, um die Bildung
von Ferrit in dem Stahl zu vermeiden. Allerdings liegt Silizium
als ein Rückstand
aus der Desoxidationsbehandlung vor, wofür der optimale Gehalt an Silizium
im Bereich von 0,05–0,5
%, normalerweise im Bereich von 0, 1–0, 4 % liegt und nominell
etwa 0,2– 0,3
% beträgt.
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Mangan
ist ein Element, welches Austenit und die Härtbarkeit fördert, was eine vorteilhafte
Wirkung von Mangan ist, und kann auch für das Schwefel-Raffinieren
durch Bilden harmloser Mangansulfide in dem Stahl eingesetzt werden.
Mangan soll daher in einer Mindestmenge von 0,1 %, vorzugsweise
mit mindestens 0,3 vorliegen. Mangan besitzt allerdings eine Neigung
zum Ausfällen
zusammen mit Phosphor, was zu einer Versprödung durch Anlassen führen kann.
Mangan darf daher nicht in einer Menge von mehr als 2 %, vorzugsweise
max. 1,5 %, geeigneterweise max. 1,3 % vorliegen.
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Chrom
ist das Hauptlegierungselement des Stahls und ist im Wesentlichen
für die
Bereitstellung des rostfreien Charakters des Stahls verantwortlich,
was ein wichtiges Merkmal von Haltevorrichtungen und Elementen von
Haltevorrichtungen für
Kunststoffformwerkzeuge ebenso wie für das Kunststoffformwerkzeug selbst
ist, das häufig
in feuchten Umgebungen eingesetzt wird, was bei weniger korrosionsbeständigen Stählen zur
Rostbildung führen
kann.
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Chrom
ist ferner das wichtigste, die Härtbarkeit
fördernde
Element des Stahls. Jedoch sind keine wesentlichen Mengen an Chrom
in der Form von Carbiden gebunden, weil der Stahl einen vergleichsweise
niedrigen Kohlenstoffgehalt besitzt, weshalb der Stahl einen Chromgehalt
von nur 12,5 % aufweisen kann und trotzdem die gewünschte Korrosionsbeständigkeit
bekommen kann. Vorzugsweise enthält
der Stahl dennoch mindestens 13,0 % Chrom. Die Obergrenze wird in
erster Linie durch die Ferrit bildende Tendenz von Chrom bestimmt.
Der Stahl darf daher nicht mehr als max. 14,5 % Cr, vorzugsweise
max. 14,0 % Cr enthalten. Nominell sollte der Stahl 13,1–13,7 %
Cr enthalten.
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Nickel
sollte in dem Stahl in einer Mindestmenge von 0,8 %, vorzugsweise
mindestens 1,0 % vorliegen, um dem Stahl eine sehr hohe Härtbarkeit
zu verleihen. Aus Kostengründen
jedoch sollte der Gehalt auf max. 2,5 %, vorzugsweise auf max. 2,0
% beschränkt
sein. Nominell enthält
der Stahl 1,4–1,8
% oder etwa 1,6 % Ni.
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Wahlweise
kann der Stahl der Erfindung auch einen aktiven Gehalt an Vanadium
enthalten, um eine sekundäre
Härtung
durch Ausfällung
von sekundären
Carbiden in Verbindung mit dem Anlass-Vorgang zu bewirken, wobei
die Anlassbeständigkeit
erhöht
wird. Vanadium, wenn vorhanden, fungiert auch als ein Kornwachstumsinhibitor
durch die Ausfällung
von MC-Carbiden. Wenn der Gehalt an Vanadium jedoch zu hoch ist, bilden
sich große
primäre
MC-Kohlenstoffnitride während
der Verfestigung des Stahls, und dies tritt auch auf, wenn der Stahl
einem ESR-Umschmelzen unterworfen wird, wobei die primären Carbide
während
der Härtungsprozedur
nicht gelöst
werden. Für
die Erzielung der gewünschten
sekundären
Härtung
und für
die Bereitstellung eines günstigen
Beitrags zu der Kornwachstumshemmung, aber unter gleichzeitiger
Vermeidung der Bildung großer, unlöslicher
primärer
Carbide in dem Stahl, sollte der optionale Gehalt von Vanadium im
Bereich von 0,07–0,7
% V liegen. Ein geeigneter Gehalt ist 0,10–0,30 % V, nominell etwa 0,2
% V.
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Vorzugsweise
enthält
der Stahl auch einen aktiven Gehalt an Molybdän, z. B. mindestens 0,1 %,
um eine die Härtbarkeit
fördernde
Wirkung zu ergeben. Molybdän
bis zu einer Menge von mindestens 1,0 % fördert ebenfalls die Korrosionsbeständigkeit,
kann aber auch eine Wirkung erzielen, wenn der Gehalt höher ist. Beim
Anlassen trägt
Molybdän
auch zur Erhöhung
der Anlassbeständigkeit
des Stahls bei, was von Vorteil ist. Andererseits kann ein zu hoher
Gehalt an Molybdän
zu einer ungünstigen
Carbidstruktur führen,
indem eine Tendenz zur Ausfällung
von Korngrenzen-Carbiden und zu Absonderungen verursacht wird. Außerdem ist
Molybdän
ferrit-stabilisierend, was ungünstig
ist. Der Stahl soll daher einen ausgewogenen Gehalt an Molybdän enthalten,
um von dessen vorteilhaften Wirkungen zu profitieren, aber gleichzeitig
sollten jene vermieden werden, die unvorteilhaft sind. Vorzugsweise
sollte der Gehalt an Molybdän
1,7 % nicht übersteigen.
Ein optimaler Gehalt kann im Bereich von 0,1–0,9 %, wahrscheinlich im Bereich
von 0,4–0,6
% Mo liegen.
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Normalerweise
enthält
der Stahl Wolfram nicht in Mengen, die über den Verunreinigungsanteil
hinausgehen, es kann aber möglicherweise
in Mengen bis zu 1 toleriert werden.
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Der
Stahl der Erfindung soll in seinem zähgehärteten Zustand geliefert werden
können,
wodurch die Fertigung großer
Haltevorrichtungen und Formwerkzeuge durch maschinelle Bearbeitungsvorgänge ermöglicht wird.
Das Härten
wird durch Austenitisieren bei einer Temperatur von 850–1000°C, vorzugsweise
bei 900–975°C, oder bei
etwa 950°C
durchgeführt,
gefolgt von einem Abkühlen
in Öl oder
in einem Polymerbad, durch Abkühlen
in Gas in einem Vakuumofen oder in Luft. Das Hochtemperatur-Anlassen für das Zustandebringen
eines zähgehärteten Materials
mit einer Härte
von 30–42
HRC, vorzugsweise 38–41
oder etwa 40 HRC, das für
maschinelle Bearbeitungsvorgänge
geeignet ist, wird bei einer Temperatur von 510–650°C, vorzugsweise bei 520–540°C für mindestens
eine Stunde, vorzugsweise durch doppeltes Anlassen zweimal für zwei Stunden
durchgeführt.
Der Stahl kann alternativ einem Niedertemperatur-Anlassen bei 200–275°C, z. B. bei
etwa 250°C,
unterzogen werden, um eine Härte
von 38–42
oder etwa 40 HRC zu erhalten.
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Der
Stahl kann gemäß einer
bevorzugten Ausführungsform
auch einen aktiven Gehalt an Schwefel, womöglich in Kombination mit Calcium
und Sauerstoff, enthalten, um die maschinelle Bearbeitbarkeit des Stahls
in dessen zähgehärtetem Zustand
zu verbessern. Um die beste Wirkung bezüglich einer Verbesserung der
maschinellen Bearbeitbarkeit zu erzielen, sollte der Stahl mindestens
0,07 % S enthalten, wenn der Stahl ferner keine absichtlich zugegebene
Menge an Calcium und Sauerstoff enthält, bzw. mindestens 0,035 %, wenn
der Stahl ferner eine aktive Menge an Calcium und Sauerstoff enthält. Der
maximale Schwefelgehalt des Stahls ist 0,25 %, wenn der Stahl absichtlich
mit einem Gehalt an Schwefel legiert wird. Ein geeigneter Schwefelgehalt
kann in diesem Fall 0,12 % sein. Es kann jedoch auch eine ungeschwefelte
Variante des Stahls konzipiert werden. In diesem Fall enthält der Stahl
keinen Schwefel oberhalb des Verunreinigungsgrads, und dieser Stahl
enthält
auch keine aktiven Gehalte an Calcium und/oder Sauerstoff.
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Es
ist somit denkbar, dass der Stahl 0,035–0,25 % S in Kombination mit
3–100
Gew.-ppm Ca, vorzugsweise 5– 75
ppm Ca, geeigneterweise max. 40 ppm Ca und 10–100 ppm 0 enthalten kann,
wobei das Calcium, das als Silizium-Calcium, CaSi, bereitgestellt
werden kann, um vorhandene Sulfide zur Bildung von Calciumsulfiden
zu Kügelchen
zu formen („globulize"), dem entgegenwirkt,
dass die Sulfide eine unerwünschte
längliche
Gestalt bekommen, was die Duktilität beeinträchtigen könnte.
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Der
Stahl der Erfindung kann auf herkömmliche Weise in einem Produktionsmaßstab durch
Herstellen einer Metallschmelze auf normalen Weg, wobei die Schmelze
eine chemische Zusammensetzung gemäß der Erfindung aufweist, und
Gießen
der Schmelze in große
Barren oder kontinuierliches Gießen der Schmelze gefertigt
werden. Es ist ebenfalls möglich,
Elektroden aus dem geschmolzenen Stahl zu gießen und anschließend die
Elektroden durch Elektro-Schlacke-Umschmelzen („Electro-Slag-Remelting" ESR) umzuschmelzen. Es
ist auch möglich,
Barren-Pulver-metallurgisch herzustellen durch Gasatomisierung der
Schmelze zur Herstellung eines Pulvers, welches dann durch eine
Technik verdichtet wird, die ein heißisostatisches Pressen, das
so genannte HIP-Verfahren, umfasst, oder alternativ Barren durch
Sprühformen
herzustellen.
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Weitere
Charakteristika, Aspekte und Merkmale des Stahls gemäß der Erfindung
und deren Nützlichkeit
für die
Herstellung von Haltevorrichtungen und Formwerkzeugen werden ausführlicher
im Folgenden durch eine Beschreibung der durchgeführten Experimente
und erzielten Resultate erläutert.
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KURZE BESCHREIBUNG
DER ZEICHNUNGEN
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In
der folgenden Beschreibung der durchgeführten Experimente und erzielten
Resultate wird auf die beigefügten
Zeichnungen Bezug genommen, in welchen:
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1 einen
Halterblock mit einem typischen Design zeigt, welcher aus dem Stahl
gemäß der Erfindung
gefertigt werden kann;
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2A ein
Diagramm ist, welches die Härte
eines ersten Satzes von Stählen,
die in der Form so genannter Q-Barren (50 kg Schmelzchargen) hergestellt
werden, nach dem Härten
aber vor dem Anlassen über der
Austenitisierungstemperatur bei einer Haltezeit von 30 min zeigt;
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2B entsprechende Diagramme für eine weitere
Anzahl getesteter Stähle
zeigt, die als Q-Barren gefertigt
sind;
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3A Anlass-Kurven
für jene
Stähle
im ersten Satz zeigt, welche von 1030°C gehärtet wurden;
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3B den
Anlass-Temperaturbereich 500–550°C der Anlass-Kurven
von 3A in einem größeren Maßstab zeigt;
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3C die
Anlass-Kurven innerhalb des Anlass-Temperaturbereichs 500–550°C für jene weiteren
getesteten Stähle
zeigt, deren Härte über der
Austenitisierungstemperatur in 2B gezeigt
wurde;
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4 ein
Diagramm ist, welches die Härtbarkeitskurven
für die
Stähle
zeigt, welche wie oben angegeben getestet wurden;
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5 ein
Balkendiagramm ist, welches die Ergebnisse von Schlagzähigkeitstests
der oben genannten Stähle
darstellt; und
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6A und
die 6B Balkendiagramme sind, welche die kritische
Stromdichte, Icr darstellen, gemessen bei der Korrosionsprüfung von
Proben, welche langsam in einem Vakuumofen mit zwei unterschiedlichen
Kühlgeschwindigkeiten
von der Austenitisierungstemperatur abgekühlt worden waren und welche
anschließend
einem Hochtemperatur-Anlassen bis etwa 40 HRC unterzogen worden
waren.
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UNTERSUCHUNG
VON IM LABORMASSSTAB GEFERTIGTEN STÄHLEN
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Die 1 zeigt
einen Halterblock 1 mit einem typischen Design, dessen
Fertigung aus dem Stahl gemäß der Erfindung
möglich
sein soll. Im Block 1 gibt es eine Vertiefung 2,
welche ein Formwerkzeug, in der Regel ein Kunststoffformwerkzeug,
aufnehmen soll. Der Block 1 weist beträchtliche Abmessungen auf und
die Vertiefung 2 ist groß und tief. Daher werden eine
Reihe unterschiedlicher Anforderungen an das Material gemäß der Erfindung
gestellt, d. h. eine ausreichende Härtbarkeit mit Bezug auf die
beträchtliche
Dicke des Blocks und eine gute Fähigkeit,
mittels Schneidewerkzeugen, wie Schaftfräser und Bohrer, maschinell
bearbeitet zu werden.
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Material
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17
Q-Barren (50 kg Labor-Schmelzchargen) mit Zusammensetzungen gemäß Tabelle
I wurden in vier Durchgängen
gefertigt. Im ersten Durchgang (Q9043–Q9080) wurden Barren mit chemischen
Zusammensetzungen innerhalb eines weiten Bereichs gefertigt; z.
B. wurden Varianten mit vergleichsweise hohen Gehalten an Stickstoff
getestet. Es wurde deutlich, dass die Legierung mit den interessantesten
Merkmalen Q9068 war, d. h. mit Kohlenstoffgehalten, die im mittleren
Bereich um 0,10 % liegen, und mit mäßigen Gehalten an Stickstoff.
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Im
zweiten Durchgang (Q9129–Q9132)
versuchte man, die Merkmale zu optimieren, die durch Q9068 erhalten
wurden. Der Kohlenstoffgehalt wurde leicht variiert, Vanadium wurde
zugegeben, um eine feinere Korngröße zu erhalten, und der Nickelgehalt
wurde für
eine der Varianten verringert.
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Im
dritten Durchgang (Q9129–Q9139)
wurden Varianten mit erhöhten
Schwefelgehalten getestet.
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In
einem vierten Durchgang wurden nur zwei Stähle, Q9153 und Q9154, getestet,
um die Beziehungen zwischen Kohlenstoff und Stickstoff zu evaluieren.
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Die
Stähle
Q9043 und Q9063 sind Referenzmaterialien. Q9043 hat eine Zusammensetzung
gemäß SIS2314
und AISI 420, während
Q9063 W.Nr. 1.2316 entspricht.
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Die
Q-Barren wurden zu einer Form von Stäben mit einer Größe von 60 × 40 mm
geschmiedet, woraufhin die Stäbe
in Vermiculit gekühlt
wurden.
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Tabelle
I – Testmaterialien;
chemische Zusammensetzung in Gew.-%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen
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Härte nach der Wärmebehandlung
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Die
Härte in
Abhängigkeit
von der Austenitisierungstemperatur ist in 2A und 2B gezeigt. Es wird anhand der Diagramme
dieser Zeichnungen deutlich, dass die Härte mit einer zunehmenden Austenitisierungstemperatur
für einige
Stähle
mit einem höheren
Kohlenstoffgehalt, wie für
Q9043, Q9063, Q9103, Q9104 und Q9135, zunimmt. 1030°C ist eine
Austenitisierungstemperatur, die in diesen Fällen angemessen sein kann.
Für andere
Stähle
nimmt die Härte
mit einer zunehmenden Austenitisierungstemperatur ab oder bleibt konstant.
In diesem Fall kann es passender sein, 950°C als Austenitisierungstemperatur
zu wählen.
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Die
Härte nach
dem Anlassen dieser Stähle,
die von 1030°C
gehärtet
worden waren, ist in 3A und 3B gezeigt,
während
alle Anlass-Kurven für
jene der Q-Barren
9129–9154,
die von 950°C
gehärtet
worden waren, in dem Diagramm in 3C gezeigt
sind. Aus den Kurven für
das Tempern kann der Schluss gezogen werden, dass alle Stähle bis
zu 40 HRC hinab durch Anlassen im Temperaturbereich von 520–600°C angelassen
werden können.
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Eine
geeignete Härte
des Stahls nach dem Zähhärten ist
etwa 40 HRC. In Tabelle II unten sind die Wärmebehandlungen angegeben,
welche die genannte Härte
für die
unterschiedlichen Stähle
liefern.
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Tabelle
II – Wärmebehandlung
zum Zähhärten, gemessener
Rest-Austenit, Vol.-%
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- * t8/5 = 1964s
- ** t8/5 = 1885s (t8/5 entspricht der Zeit zum Abkühlen einer
Probe von 800 auf 500°C)
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Härtbarkeit
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Die
Härte nach
dem Härten
von den Austenitisierungstemperaturen, die in Tabelle II angegeben
sind, von welchen Temperaturen die Proben mit unterschiedlichen
Geschwindigkeiten abgekühlt
wurden, ist in den Härtbarkeitskurven
von 4 gezeigt.
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Schlagzähigkeitstests
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Schlagzähigkeitstests
von nicht gekerbten Testexemplaren, Durchschnittswerte für vier bis
sechs Teststäbe
von jedem Stahl, wurden bei Raumtemperatur durchgeführt. Die
Wärmebehandlungen
und Abkühlungsgeschwindigkeiten,
die für
verschiedene Stähle
durchgeführt
wurden, sind in Tabelle III angegeben. Die Ergebnisse werden durch
das Balkendiagramm in 5 offenbart. Anhand dieses Diagramms
lässt sich
erkennen, dass einige Varianten, wie Q9067, 9068, 9069, 9129, 9131,
9132 und Q9153 eine sehr hohe Duktilität, > 350 J, aufweisen und dass die Teststäbe nicht
gebrochen waren, dass aber auch einige andere Stähle, einschließlich z.
B. der Stahl Q9154, eine wesentlich bessere Duktilität als die
Referenzstähle,
Q9063 und 9043, aufweisen, welche auf dem 180–200 J-Level liegen.
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Korrosionstests
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Polarisationskurven
wurden in einer ersten Testrunde für die in Tabelle IV angegebenen
Stähle
in Bezug auf die kritische Stromdichte, Icr, für die Evaluierung der Korrosionsbeständigkeit
der Stähle
erstellt. Was dieses Messverfahren angeht, gilt die Regel, je geringer
Irc ist, umso besser ist die Korrosionsbeständigkeit. Die Untersuchungen
wurden in zwei Testreihen durchgeführt, in welchen die Testexemplare
unterschiedlichen Abkühlungsgeschwindigkeiten
unterzogen wurden. Die Wärmebehandlungen
der ersten Reihe sind in Tabelle IV aufgeführt.
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Tabelle
IV – Wärmebehandlung
von Polarisationstestexemplaren. Kühlen im Vakuumofen
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Die
Resultate aus der ersten Testrunde sind anhand des Balkendiagramms
in 6A erkennbar. An diesem Balkendiagramm wird deutlich,
dass fünf
Stähle
eine bessere Korrosionsbeständigkeit
als das Referenzmaterial Q9063, nämlich Q9068, Q9070, Q9129,
Q9132 und Q9153, aufwiesen.
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Noch
langsamere Abkühlungsgeschwindigkeiten
t8/5 wurden in einer zweiten Testrunde angewandt; siehe Tabelle
V und 6B.
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Tabelle
V – Wärmebehandlung
von Polarisationstestexemplaren. Kühlen im Vakuumofen
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Die 6B erläutert, dass
die besten Korrosionsbeständigkeiten
für die
Proben von Q9063, 9129, 9153 und 9154 festgestellt wurden.
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Diskussion
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In
der einleitenden Beschreibung der Erfindung wurde eine Reihe von
Zwecken der Erfindung aufgezählt.
Neben einer guten maschinellen Bearbeitbarkeit soll der Stahl eine
gute Duktilität,
eine gute Korrosionsbeständigkeit
und eine gute Härtbarkeit
aufweisen. Es kann festgestellt werden, dass es ein Ziel ist, dass
der Stahl neben einer guten maschinellen Bearbeitbarkeit eine bessere
Duktilität,
Korrosionsbeständigkeit
und Härtbarkeit
als der Stahl Q9063 aufweisen soll. Vier Stähle erfüllen diese Kriterien, nämlich Q9068,
Q9129, Q9153 und Q9154, die eine ziemlich ähnliche Zusammensetzung haben;
obwohl der Stahl Q9154 einen höheren
Stickstoffgehalt und einen niedrigeren Gehalt an Kohlenstoff aufweist.
Auf der Grundlage dieser Erfahrungen kann angenommen werden, dass
eine optimale Zusammensetzung die folgende sein könnte, nämlich 0,10
C, 0,075 N, 0,16 Si, 1,1 Mn, 13,1 Cr, 0,13 V, 1,8 Ni, 0,5 Mo, Rest
Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Eine Alternative könnte ein
Stahl sein, welcher 0,06 C und 0,14 Ni enthält, aber was den Rest angeht,
die gleiche Zusammensetzung wie die vorgenannte. Andere Alternativen – als geeignet
denkbare nominelle Zusammensetzungen – könnten die Folgenden sein: 0,12
C, 0,20 Si, 1,30 Mn, 0,10 S, 13,4 Cr, 1,60 Ni, 0,50 Mo, 0,20 V,
0,10 N, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, und/oder
0,14 C, 0,18 Si, 1,30 Mn, 0,10 S, 13,5 Cr, 1,67 Ni, 0,50 Mo, 0,22
V, 0,10 N, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
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HERSTELLUNG
VON STAHL IM PRODUKTIONSMASSSTAB
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Eine
35-Tonnen-Schmelzcharge von geschmolzenem Metall wurde in einem
elektrischen Lichtbogenofen hergestellt. Vor dem Abstechen hatte
die Schmelze die folgende chemische Zusammensetzung: 0,15 C, 0,18
Si, 0,020 P, 0,08 S, 13,60 Cr, 1,60 Ni, 0,48 Mo, 0,20 V, 0,083 N,
Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Aus der Schmelze wurden
Barren gefertigt, welche zu der Form von flachen Stäben mit
unterschiedlichen Abmessungen geschmiedet wurden. Das Schmieden
führte
zu keinen Problemen. Die geschmiedeten Stäbe wurden auf eine Härte von
etwa 380 HB durch Austenitisieren bei 950°C, Haltezeit 2 h, rasches Löschen in
Luft und Anlassen bei 540°C,
2 × 2h,
zähgehärtet. Die
auf diese Weise zähgehärteten Stäbe wurden
maschinell auf die Endkaliber bzw. -maße maschinell verarbeitet.