DE69410545T2

DE69410545T2 - Ferritischer hitzebeständiger Gusstahl und Verfahren zu dessen Herstellung

Info

Publication number: DE69410545T2
Application number: DE69410545T
Authority: DE
Inventors: Yoji C/O K.K. Toyota Chuo Kenkyush Aichi-Gun Aichi-Ken Awano; Yoshikazu C/O Toyota Jidosha K.K. Aichi Genma; Mitsufumi C/O K.K. Toyota Chuo Kenkyusho Aichi-Gun Aichi-Ken Ito; Kazuaki C/O K.K. Toyota Chuo Kenkyusho Aichi-Gun Aichi-Ken Nishino; Masami C/O Toyota Jidosha K.K. Aichi Suzuki; Hiroyuki C/O K.K. Toyota Chuo Kenkyusho Aichi-Gun Aichi-Ken Takamiya
Original assignee: Toyota Motor Corp
Current assignee: Toyota Motor Corp
Priority date: 1993-07-20
Filing date: 1994-07-20
Publication date: 1998-11-26
Anticipated expiration: 2014-07-21
Also published as: JP3121478B2; EP0635581A1; EP0635581B1; US5470402A; JPH0734204A; DE69410545D1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

Gebiet der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft einen wamfesten Stahlguß, der geeigneterweise bei Einzelteilen oder dergleichen für Abgassysteme für Kraftfahrzeugmotoren angewendet werden kann. Insbesondere bezieht diese sich auf einen warmfesten ferritischen Stahlguß, der eine ausgezeichnete maschinelle Bearbeitbarkeit bei gleichzeitig guter Zähigkeit und gutem thermischen Ermüdungswiderstand aufweist und der unter geringeren Herstellungskosten hergestellt werden kann, sowie auf ein Verfahren zu dessen Herstellung.

Beschreibung des verwandten Stands der Technik

In letzter Zeit sind Fahrzeugmotoren, insbesondere Kraftfahrzeugmotoren mit Hinsicht auf die Verbrennung verbessert worden! um den Erfordernissen nach geringem Brennstoffverbrauch uhd Umweltverträglichkeit zu entsprechen. Infolgedessen zeigt die Abgastemperatur eine Tendenz zuzunehmen.
Daher wurden die Einzelteile für die Abgassysteme wie die Auspuffkrümmer oder die Turbinengehäuse der Turbolader, die Einzelteile der Abgasreinigungsvorrichtungen und dergleichen anstelle aus herkömmlich und häufig eingesetztem Kugelgraphitgußeisen mit hohem Siliziumgehalt aus warmfestem ferritischem Stahlguß gebildet. Obwohl warmfester ferritischer Stahlguß dem Kugelgraphitgußeisen mit hohem Siliziumgehalt hinsichtlich der Hitzebeständigkeit überlegen ist, ist er diesem hinsichtlich der maschinellen Bearbeitbarkeit bemerkenswert unterlegen. Dementsprechend hebt dies die Herstellungskosten und verschlechtert die Produktivität. Es ist bekannt, daß die Zugabe von Schwefel wirksam ist, um die maschinelle Bearbeitbarkeit von Stahl zu verbessern. Beispielsweise ist, wie aus Seite 416 im "STAINLESS STEEL BINRAN (Handbuch über rostfreie Stähle in Japan)" hervorgeht, als einer der ferritischen rostfreien Stähle nach JIS (Japanese Industrial Standard) ein SUS430F-Stahl verfügbar, der Schwefel mit einem Gewichtsanteil von 0,15% oder mehr enthält.
Die Zugabe von Schwefel zu den herkömmlichen warmfesten ferritischen Stahlgüssen beeinträchtigt allerdings deren thermischen Ermüdungswiderstand. Deswegen ist der Schwefelgehalt bis herab auf die Spurenmenge an unvermeidlichen Verunreinigungen oder weniger begrenzt worden. Beispielsweise ist bei SCH1, einen der warmfesten ferritischen Stahlgüsse nach JIS, sowie bei den in der japanischen Offenlegungsschrift Nr. 1-159355 und in der japanischen Offenlegungsschrift Nr. 2-175 841 offenbarten wamfesten ferritischen Stahlgüssen der Gewichtsanteil am Schwefel auf 0,04% oder weniger begrenzt. Davon ausgenommen ist in der japanischen Offenlegungsschrift Nr. 5-59498 ein wamfester ferritischer Stahlguß offenbart, dessen Grundmaterial C mit einem Gewichtsanteil von 0,05 bis 0,5%, Si mit einem Gewichtsanteil von 1 bis 2% und Cr mit einem Gewichtsanteil von 10 bis 20% aufweist und bei dem ein die Hitzebeständigkeit ergebendes Element wie Nb, V und Mn mit einem Gewichtsanteil von 0,1 bis 1% zugegeben ist. Gemäß dieser Druckschrift kann der Gewichtsanteil vom Schwefel auf bis zu 0,2% erhöht werden.
Bei Zugabe von Schwefel zu den in der vorstehenden japanischen Offenlegungsschrift Nr. 5-59 498 offenbarten warmfesten ferritischen Stahlguß ist der sich ergebende Stahlguß hinsichtlich der maschinellen Bearbeitbarkeit im Vergleich zu der von SCH1 verbessert, ist diesem jedoch hinsichtlich der zähigkeit und des thermischen Ermüdungswiderstands unterlegen. Beispielsweise kann er leicht brechen, wenn er während der Herstellungsvorgänge der Gießereierzeugnisse für die Abgassysteme mechanischen Stößen unterliegt. Weiterhin können die auf diese Weise erhaltenen Gießereierzeugnisse während ihres Betriebes leicht an den Stellen brechen, wo die thermischen Zugspannungen gebündelt wirken.
Darüber hinaus waren die von der Schwefelzugabe freien, herkömmlichen wamfesten ferritischen Stahigüsse hinsichtlich der maschinellen Bearbeitbarkeit dem Kugelgraphitgußeisen mit hohem Siliziumgehalt bei weitem unterlegen.
Die EP-A-0 492 674 offenbart einen warmfesten ferritischen Stahlguß, der für die Verwendung als Auspuffkrümmer eines Verbrennungsmotors höchst geeignet ist und auf Gewichtsbasis 0,05 bis 0,5% C, 1,0 bis 2,0% Si, weniger als 0,6% Mn, weniger als 0,04% P, weniger als 0,04% S, weniger als 0,5% Ni, 10 bis 20% Cr, 0,1 bis 1,0% V, 0,5 bis 1,0% Nb, 0,08 bis 0,50% Mo, weniger als 0,01% W und 0,01 bis 0,2% Ce enthält, wobei der Rest Fe ist. Anstelle dessen kann dieser 0,1 bis 1,5% Mn und 0,01 bis 0,2% S sowie zudem auch 0,01 bis 0,2% Te und/oder 0,01 bis 0,3% Al, 0,1 bis 5,0% Co und/oder 0,1 bis 5,0% Ti enthalten. Der Stahlguß wird für 1 bis 5 Stunden bei einer Temperatur von 850ºC bis 1000ºC geglüht, wobei er durch gute Oxidationsbeständigkeit, maschinelle Bearbeitbarkeit und Gefügebeständigkeit gekennzeichnet ist. Die Verbesserung der Gesamteigenschaften von warmfestem ferritischem Stahlguß ist jedoch weiterhin erwünscht.
Um die mit den herkömmlichen warmfesten ferritischen Stahlgüssen mit zugegebenem Schwefel verbundenen Probleme zu lösen, untersuchten die Erfinder der vorliegenden Erfindung die Änderung der Zähigkeit in Bezug auf die Schwefelzugabe, die Beziehung zwischen der Zähigkeit und der Sulfidverteilung und die Beziehung zwischen dem Widerstand gegenüber dem durch die thermische Ermüdung hervorgerufenen Bruch (nachstehend vereinfacht als "thermischer Ermüdungswiderstand" bezeichnet) und der Zähigkeit wie auch den Zugfestigkeitseigenschaften.
Zum ersten untersuchten die Erfinder die Verschlechterung der Zähigkeit aufgrund der Schwefelzugabe, indem sie den Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy in einem Temperaturbereich von Raumtemperatur bis 300ºC durchführten. Infolgedessen erkannten sie, daß die wamfesten ferritischen Stahlgüsse mit zugegebenem Schwefel in dem Temperaturbereich von Raumtemperatur bis 300ºC eine Übergangstemperatur zwischen duktilem und spröden Zustand aufweisen (nachstehend vereinfacht als "Übergangstemperatur" bezeichnet), wie für ferritische Legierungen allgemein aus Seite 154 des "STAINLESS STEEL BINRAN (Handbuch über rostfreie Stähle in Japan)" hervorgeht. Gleichzeitig erkannten sie, daß die Gußstähle mit zugegebenem Schwefel bei der Übergangstemperatur oder mehr einen beachtlich verringerten Kerbschlagwert zeigen (nachstehend vereinfacht als "intermediäre Temperaturzähigkeit" bezeichnet). Folglich fanden sie, daß es wichtig ist, die intermediäre Zähigkeit der Stahlgüsse genau zu überwachen und deren Verschlechterung zu verhindern, um durch Zugabe von Schwefel die maschinelle Bearbeitbarkeit zu verbessern.
Zum zweiten untersuchten die Erfinder die Beziehung zwischen der Sulfidverteilung und der intermediärem Temperaturzähigkeit bei den warmfesten ferritischen Stahigüssen mit zugegebenem Schwefel. Als Ergebnis stellte sich heraus, daß bei dem in der japanischen Offenlegungsschrift Nr. 5-59498 offenbarten wamfesten ferritischen Stahlguß während der Erstarrung die Nb-Karbide mit oder ohne die Schwefelzugabe in Form eines Netzwerkes im interdendritischen Bereichen kristallisierten. Jedoch stellten sie fest, daß bei Zugabe von Schwefel die Sulfide gemeinsam mit den Nb-Karbiden kristallisieren und die interdendritischen Bereiche versprödet sind und daß der Stahlguß dementsprechend eine deutlich verschlechterte intermediäre Temperaturzähigkeit zeigt. Sie erkannten daher, daß es wichtig ist, die während der Erstarrung kristallisierenden Sulfide gleichmäßig zu verteilen, ohne sie zu lokalisieren, um die Verschlechterung der intermediären Temperaturzähigkeit aufgrund der Schwefelzugabe zu verhindern. Folglich fanden sie, daß es notwendig ist, die Nb-Zugabemenge auf eine kleine Menge zu reduzieren, die es nicht ermöglicht, daß die Nb-Karbide während der Erstarrung in Form eines Netzwerks in den interdendritischen Bereichen kristallisieren.
Zum dritten untersuchten die Erfinder die Beziehung zwischen dem thermischen Ermüdungswiderstand und der Zähigkeit wie auch den Zugfestiqkeitseigenschaften. Infolgedessen bemerkten sie, daß bei Zugabe von Schwefel zu den warmfesten ferritischen Stahlgüssen die Stahigüsse einen abnehmenden thermischen Ermüdungswiderstand zeigen, daß die Stahlgüsse aber in einen Temperaturbereich von Raumtemperatur bis zu erhöhten Temperaturen praktisch unveränderliche Zugfestigkeitseigenschaften wie Streckgrenze, Zugfestigkeit und Bruchdehnung aufwiesen und daß es keine Wechselbeziehung zwischen dem thermischen Ermüdungswiderstand und den Zugfestigkeitseigenschaften gibt. Andererseits stellten sie fest, daß es zwischen der Verschlechterung des thermischen Ermüdungswiderstands und der Verschlechterung der intermediären Temperaturzähigkeit eine gute Übereinstimmung gibt. Sie fanden folglich, daß es zur Steigerung des thermischen Ermüdungswiderstands der wamfesten ferritischen Stahlgüsse äußerst wichtig ist, eine Verschlechterung der intermediären Temperaturzähigkeit (nachstehend vereinfacht als "Zähigkeit" bezeichnet) zu verhindern.
Auf der Grundlage der vorstehend beschriebenen neuen Erkenntnisse strebten die Erfinder das Nachstehende an. Das heißt, sie untersuchten vorab die Bildungsvorgänge bei dem erstarrten Metallgefüge des wamfesten ferritischen Stahlgusses und die Beziehung zwischen der Verteilung der kristallisierenden Sulfide und der Zähigkeit.
Zuerst untersuchten die Erfinder die Bildungsvorgänge bei dem erstarrten Metallgefüge des wamfesten ferritischen Stahlgusses, und sie stellten fest, daß abhängig von der Legierungszusammensetzung hauptsächlich die vier folgenden Bildungsvorgänge vorliegen:
(a) Ähnlich wie die vorstehend genannten Nb-Karbide kristallisieren die Karbide während der Erstarrung in den interdendritischen Bereichen (nachstehend vereinfacht als "Erstarrung mit kristallisierenden Karbiden" bezeichnet);
(b) Nur die Ferrit-Phase (nachstehend vereinfacht als "Alpha" bezeichnet) kristallisiert während der Erstarrung, wobei die Erstarrung bei der "Alpha"-Einzelphase endet (nachstehend vereinfacht als "einphasige "Alpha"-Erstarrung" bezeichnet);
(c) Zuerst kristallisierte "Alpha" als Primärkristall, und danach bedingen ein Teil des primären "Alpha" und ein Teil der verbleibenden Flüssigphase eine peritektische Reaktion, so daß die Austenit-Phase (nachstehend vereinfacht als "Gamma" bezeichnet) kristallisiert und die Erstarrung bei der Mischphase aus "Alpha" und "Gamma" endet (nachstehend vereinfacht als "peritektische Erstarrung" bezeichnet); und
(d) Ahnlich wie bei (c) tritt während der Erstarrung die peritektische Reaktion auf, doch endet die Erstarrung bei der "Gamma"-Einzelphase (nachstehend vereinfacht als "einphasige "Gamma"-Erstarrung" bezeichnet).
Dann gaben die Erfinder zu den vier warmfesten ferritischen Stahlgüssen, welche die vorstehend genannten vier unterschiedlichen Erstarrungsvorgänge durchlaufen hatten, Schwefel zu und untersuchten die sich ergebenden vier Stahlgüsse bezüglich einer Beziehung zwischen der Verteilung der kristallisierenden Sulfide und der Zähigkeit. Infolgedessen stellten sie folgendes fest:
Der Stahlguß, der den Vorgang (a), d.h. die Erstarrung mit kristallisierenden Karbiden durchlaufen hat, zeigt bei Erhöhung der Zugabemenge an Schwefel eine sich deutlich verschlechternde Zähigkeit, da die Sulfide entlang den Karbiden kristallisieren und sich auf eine ähnliche Art und Weise wie bei der vorstehend genannten Kristallisation der Nb-Karbide in den interdendritischen Bereichen dicht lokalisieren;
Der Stahlguß, der den Vorgang (b), d.h. die einphasige "Alpha"-Erstarrung durchlaufen hat, zeigt bei Erhöhung der Zugabemenge an Schwefel eine sich deutlich verschlechternde Zähigkeit, da die Sulfide hauptsächlich entlang den "Alpha"- Kristallkorngrenzen kristallisieren und sich dort dicht lokalisieren, so daß diese verspröden;
Der Stahlguß, der den Vorgang (d), d.h. die einphasige "Gamma"-Erstarrung durchlaufen hat, zeigt bei Erhöhung der Zugabemenge an Schwefel eine sich deutlich verschlechternde Zähigkeit, da die Sulfide hauptsächlich entlang den "Gamma"- Kristallkorngrenzen kristallisieren und sich dort dicht lokalisieren, so daß diese verspröden; und
Der Stahlguß, der den Vorgang (c), d.h. die peritektische Erstarrung durchlaufen hat, zeigt dagegen eine Zähigkeit, die sich selbst bei Erhöhung der Zugabemenge an Schwefel nicht verschlechtern kann, weil die Sulfide sich nicht entlang den spezifischen Strukturen lokalisieren, sondern sich darin gleichmäßig verteilen.
Auf der Grundlage dieser neuen Erkenntnisse entwarfen die Erfinder einen warmfesten ferritischen Stahlguß, um die peritektische Erstarrung hervorzurufen und um die eutektoide Umwandlungstemperatur und die Streckgrenze bei erhöhter Temperatur, die den thermischen Ermüdungswiderstand beeinflussen, zu erhöhen, wobei sie dann Schwefel zu dem sich ergebenden Stahlguß zugaben. Auf diese Weise stellten die Erfinder einen warmfesten ferritischen Stahlguß fertig, der hinsichtlich der maschinellen Bearbeitbarkeit den von einer Schwefelzugabe freien, herkömmlichen Stahlgüssen überlegen ist und der trotz der Schwefelzugabe, welche die maschinelle Bearbeitbarkeit entsprechend der von herkömmlichen Stählen mit zugegebenem Schwefel verbessern kann, zäher und gegenüber thermischer Ermüdung widerstandsfähiger als die herkömmlichen Stähle ist.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Es ist deswegen eine Hauptaufgabe der vorliegenden Erfindung, einen warmfesten ferritischen Stahlguß zu schaffen, dessen maschinelle Bearbeitbarkeit durch eine Schwefelzugabe verbessert ist, bei dem gleichzeitig die sich durch die Schwefelzugabe ergebende Verschlechterung der Zähigkeit durch Steuern der Verteilung der während der Erstarrung kristallisierenden Sulfide mittels der peritektischen Reaktion gehemmt ist, bei dem die Legierungselemente außer dem Schwefel so zusammengestellt sind, daß sie die Zähigkeit, die eutektoide Umwandlungstemperatur und die Streckgrenze bei erhöhter Temperatur erhöhen, und der hinsichtlich des thermischen Ermüdungswiderstands vorzüglich ist. Eine weitere Aufgabe von dieser ist es, ein Verfahren zur Herstellung des neuen Stahlgusses bereitzustellen.
Der warmfeste ferritische Stahlguß umfaßt erfindungsgemäß:
C mit einem Gewichtsanteil von 0,1 bis 0,4%,
Si mit einem Gewichtsanteil von 0,5 bis 2,0%,
Mn mit einem Gewichtsanteil von 1,0% oder weniger,
S mit einem Gewichtsanteil von 0,06 bis 0,20%,
Ni mit einem Gewichtsanteil von 1,0% oder weniger,
Cr mit einem Gewichtsanteil von 13 bis 20%,
V mit einem Gewichtsanteil von 0,2 bis 1,0%,
zumindest ein Element, das aus der aus Nb mit einem Gewichtsanteil von 0,1 bis 0,4%, Mo mit einem Gewichtsanteil von 0,1 bis 2,0% und W mit einen Gewichtsanteil von 0,2 bis 4,0% bestehenden Gruppe gewählt ist,
gegebenenfalls zumindest ein Element, das aus der aus Te mit einem Gewichtsanteil von 0,01 bis 0,1% und Al mit einem Gewichtsanteil von 0,01 bis 0,5% bestehenden Gruppe gewählt ist, und
als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen,
wobei der S in Form von Sulfiden in dem warmfesten ferritischen Stahlguß dispergiert ist.
Nachstehend sind ausführlich die Gründe erläutert, warum bei dem vorliegenden warmfesten ferritischen Stahlguß die Legierungselemente auf die vorstehend genannten Zusammensetzungsbereiche begrenzt enthalten sind.
(1) C
C ist zum Hervorrufen der peritektischen Reaktion während der Erstarrung ein unverzichtbares Element und bewirkt eine Verbesserung des vorliegenden wamfesten ferritischen Stahlgusses hinsichtlich der Festigkeit bei erhöhter Temperatur und der Fließfähigkeit der Metalischmelze (d.h. Gießbarkeit). Wenn wie bei dem vorliegenden Stahlguß Cr mit einem Gewichtsanteil von 13% oder mehr enthalten ist und wenn gleichzeitig C mit einem Gewichtsanteil von weniger als 0,1% enthalten ist, tritt bei den sich ergebenden Stahlgüssen die peritektische Reaktion kaum auf und die Festigkeit bei erhöhter Temperatur und die Gießbarkeit sind nicht zufriedenstellend verbessert. Wenn C mit einem Gewichtsanteil von mehr als 0,4% enthalten ist, tritt bei dem sich ergebenden Stahlguß die peritektische Reaktion kaum auf, wohl tritt dabei aber die einphasige "Gamma"-Erstarrung auf, wodurch sich nicht nur die Zähigkeit verschlechtert, sondern auch die eutektoide Umwandlungstemperatur sinkt. Deshalb ist C mit einem Gewichtsanteil von 0,1 bis 0,4% enthalten, darüber hinaus vorzugsweise mit einem Gewichtsanteil von 0,15 bis 0,38%.
(2) Si
Si verbessert die Oxidationsbeständigkeit, erhöht die eutektoide Umwandlungstemperatur und steigert die Gießbarkeit, und es wirkt als ein Desoxidationsmittel. Wenn Si mit einem Gewichtsanteil von weniger als 0,5% enthalten ist, stellen sich diese vorteilhaften Wirkungen nicht ausreichend ein. Wenn Si mit einem Gewichtsanteil von mehr als 2,0% enthalten ist, sind die sich ergebenden Stahlgüsse hinsichtlich der Zähigkeit verschlechtert und durchlaufen weniger leicht die peritektische Reaktion. Folglich ist Si mit einem Gewichtsanteil von 0,5 bis 2,0% enthalten, darüber hinaus vorzugsweise mit einem Gewichtsanteil von 0,8 bis 1,7%.
(3) Mn
Mn verbindet sich mit Schwefel unter Bildung von Sulfiden, so daß die maschinelle Bearbeitbarkeit verbessert wird, es desoxidiert die Metallschmelze und steigert die Gießbarkeit. Es ist ein erwünschtes Element, um es dem vorliegenden warmfesten ferritischen Stahlguß zuzugeben. Doch selbst wenn kein Mn zugegeben ist, verbindet sich Schwefel hauptsächlich mit Cr unter Bildung vom Sulfiden, wobei dementsprechend eine Verbesserung der maschinellen Bearbeitbarkeit auftritt, die derjenigen entspricht, die durch die Mm-Zugabe bewirkt wurde. Da Mn ferner ein Element ist, das dazu in der Lage ist, die Austenit-Phase zu bilden, senkt es die eutektoide Umwandlungstemperatur und verschlechtert die Oxidationsbeständigkeit, wenn zuviel zugegeben ist. Folglich ist Mn mit einem Gewichtsanteil von 1,0% oder weniger enthalten, darüber hinaus bevorzugt mit einem Gewichtsanteil vom 0,2 bis 0,8%.
(4) S
S verbindet sich hauptsächlich mit Mm, Fe und Cr unter Bildung vom Sulfiden und ist folglich ein wichtiges Element, um die maschinelle Bearbeitbarkeit zu verbessern. Wenn S mit einem Gewichtsanteil von weniger als 0,06% enthalten ist, stellt sich diese vorteilhafte Wirkung nicht auf angemessene Weise ein. Wenn 5 mit einem Gewichtsanteil vom mehr als 0,2% enthalten ist, kann die vorteilhafte Wirkung nicht mehr weiter erwartet werden und gleichzeitig verschlechtern sich die sich ergebenden Stahlgüsse hinsichtlich der Oxidations beständigkeit. Deswegen ist 5 mit einem Gewichtsanteil von 0,06 bis 0,2% enthalten, darüber hinaus vorzugsweise mit einem Gewichtsanteil vom 0,08 bis 0,18%.
(5) Cr
Cr verbessert die Oxidationsbeständigkeit und erhöht die eutektoide Umwandlungstemperatur und ist dementsprechend ein äußerst wichtiges Element. Ist Cr mit einem Gewichtsamteil von weniger als 13% enthalten, stellen sich diese vorteilhaften Wirkungen nicht passend ein. Ist Cr mit einem Gewichtsanteil vom mehr als 20% enthalten, tritt die peritektische Reaktion weniger leicht auf, wodurch sich die Zähigkeit der sich ergebenden Stahlgüsse verschlechtert. Folglich ist Cr mit einem Gewichtsamteil von 13 bis 20% enthalten, darüber hinaus vorzugsweise mit einem Gewichtsanteil von 15 bis 19%.
(6) V
V ruft die vorteilhafte Wirkung hervor, die eutektoide Umwandlungstemperatur stark zu erhöhen. Allerdings wird durch ein sich an die Erstarrung anschließendes Kühlen oder durch eine auf das Gießen folgende Wärmebehandlung das während der peritektischen Reaktion kristallisierte "Gamma" zu "Alpha" und den Cr-Karbiden abgebaut, wobei die sich ergebenden Cr-Karbide die Zähigkeit der auf diese Weise erhaltenen Stahlgüsse beeinträchtigen. Andererseits bildet V während des sich auf die Erstarrung anschließenden Kühlens seine Karbide gegenüber Cr bevorzugt aus und hemmt die Kristallisation der Cr-Karbide. Folglich steigert V die Zähigkeit. Ist V mit einem Gewichtsanteil vom weniger als 0,2% enthalten, stellen sich diese vorteilhafte Wirkungen nicht zufriedenstellend ein. Ist V mit einem Gewichtsanteil von mehr als 1,0% enthalten, sind die sich ergebenden Stahlgüsse hinsichtlich der Oxidationsbeständigkeit deutlich beeinträchtigt. Folglich ist V mit einem Gewichtsanteil von 0,2 bis 1,0% enthalten, darüber hinaus vorzugsweise mit einem Gewichtsanteil vom 0,4 bis 0,8%.
(7) Nb
Nb ruft ähnlich wie V die vorteilhaftem Wirkungen hervor, die eutektoide Umwandlungstemperatur stark zu erhöhen. Wenn Nb nur im Spuren zugegeben ist, steigert dies die Streckgrenze bei erhöhter Temperatur. Ist Nb mit einem Gewichts anteil von weniger als 0,1% enthalten, stellen sich diese vorteilhaftem Wirkungen nicht ausreichend ein. Ist Nb mit einem Gewichtsanteil vom mehr als 0,4% enthalten, kristallisieren die Nb-Karbide im dem imterdendritischen Bereichen im Form eines Netzwerkes, kristallisieren die Sulfide entlang dem Nb-Karbiden und verschlechtern sich folglich die sich ergebenden Stahigüsse beachtlich hinsichtlich der Zähigkeit und der Festigkeit bei erhöhter Temperatur. Folglich ist Nb mit einem Gewichtsanteil von 0,1 bis 0,4% enthalten, darüber hinaus vorzugsweise mit einem Gewichtsanteil vom 0,15 bis 0,35%.
(8) Mo
Mc ruft ähnlich wie V die vorteilhaftem Wirkungen hervor, die eutektoide Umwandlumgstemperatur stark zu erhöhen. Ferner löst es sich in der Ferrit-Phase, so daß die Streckgrenze bei erhöhter Temperatur gesteigert ist. Dementsprechend können diese Eigenschaften durch gemeinsames Zugeben von Mc und V oder durch gemeinsames Zugeben von Mc und Nb verbessert werden. Wenn Mo mit einem Gewichtsanteil vom weniger als 0,1% enthalten ist, stellen sich jedoch diese vorteilhaftem Wirkungen nicht auf geeignete Weise ein. Ist Mo mit einem Gewichtsanteil vom mehr als 2,0% enthalten, tritt die peritektische Reaktion weniger leicht auf. Deswegen ist Mo mit einem Gewichtsanteil vom 0,1 bis 2,0% enthalten, darüber hinaus vorzugsweise mit einem Gewichtsanteil von 0,2 bis 1,5%.
Des weiterem ruft auf ähnliche Weise W vorteilhafte Wirkungen wie die durch Mo erzielten hervor. Dementsprechend kann in dem vorliegenden warmfesten ferritischen Stahlguß W anstelle von Mo enthalten sein. Damit sich die vorteilhaften Wirkungen einstellen, die denjenigen durch No erzielten entsprechen, ist es jedoch notwendig, W mit einer zweifachen Menge wie Mo zuzugeben, beispielsweise mit einem Gewichtsanteil von 0,2 bis 4,0%.
(9) Ni
Es ist bei wamfesten ferritischen Stahlgüssen wie dem vorliegenden nicht zu umgehen, daß sie in einer bestimmten Menge Ni als unvermeidbare Verunreinigung enthalten. Ni läßt die peritektische Reaktion leicht auftreten, und löst sich in "Alpha", so daß die Zähigkeit gesteigert wird. Allerdings senkt Ni die eutektoide Umwandlungstemperatur. Folglich ist Ni mit einem Gewichtsamteil von 1,0% oder weniger enthalten, darüber hinaus vorzugsweise mit einem Gewichtsanteil vom 0,01 bis 0,9%.
Insbesondere umfaßt bei dem vorliegenden warmfesten ferritischen Stahlguß das ferritische Grundmaterial unmittelbar nach der Erstarrung eine Mischphase, die Ferrit-Phase und die Austenit-Phase enthält, welche während der Erstarrung durch die peritektische Reaktion gebildet wurden. Es ist vorzuziehen, daß die durch die peritektische Reaktion gebildete Austemit-Phase einen Flächenanteil von 20 bis 80% der Mischphase einnimmt. Wenn die Austenit-Phase weniger als einen Flächenanteil von 20% der Mischphase einnimmt, zeigen die sich ergebenden Stahigüsse eine viel geringere Zähigkeit, da ein Teil der Sulfide zusammenhängend entlang den Korngrenzen des Ferrits kristallisiert. Nimmt die Austenit- Phase mehr als einen Flächenanteil von 80% 4er Mischphase ein, zeigen die sich ergebenden Stahlgüsse eine viel geringere Zähigkeit, da ein Teil der Sulfide zusammenhängend entlang den Korngrenzen des Austenit kristallisiert.
Bei einer wahlfreien Ausführung umfaßt der vorliegende warmfeste ferritische Stahlguß ferner zumindest ein Element, das aus der aus Te mit einem Gewichtsanteil von 0,01 bis 0,1% und Al mit einem Gewichtsamteil von 0,01 bis 0,5% bestehendem Gruppe gewählt ist.
Bei der wahlfreien Ausführung des vorliegenden warmfesten ferritischen Stahlgusses sind die maschinelle Bearbeitbarkeit und der thermische Ermüdumgswiderstand weiter gesteigert. Nachstehend sind die Gründe erläutert, warum bei der bevorzugten Ausführung des vorliegenden Stahlgusses die zusätzlichen Legierungselemente auf die vorstehend genannten Zusammensetzungsbereiche begrenzt enthalten sind.
(10) Te
Te haftet an den Sulfiden von Mm, Fe und Cr, wodurch die maschinelle Bearbeitbarkeit gesteigert wird. Ist Te mit einem Gewichtsanteil von weniger als 0,01% enthalten, stellt sich die vorteilhafte Wirkung nicht zufriedenstellend ein. Ist Te mit einem Gewichtsanteil vom mehr als 0,1% enthalten, stellt sich die vorteilhafte Wirkung nicht mehr weiter ein, und eine derartige Zugabe ist wirtschaftlich gesehen nachteilig. Folglich ist Te mit einem Gewichtsanteil von 0,01 bis 0,1% enthalten, darüber hinaus vorzugsweise mit einem Gewichtsanteil von 0,02 bis 0,08%.
(11) Al
Al verteilt die Sulfide noch gleichmäßiger, so daß die maschinelle Bearbeitbarkeit weiter verbessert wird, und steigert auch die Oxidationsbestämdigkeit. Ist Al mit einem Gewichtsanteil vom weniger als 0,01% enthalten, stellt sich die vorteilhafte Wirkung nicht zufriedenstellend ein. Ist Al mit einem Gewichtsanteil von mehr als 0,5% enthalten, beeinflußt eine derartige Zugabe die Gießbarkeit nachteilig. Folglich ist Al mit einem Gewichtsanteil von 0,01 bis 0,5% enthalten, darüber hinaus vorzugsweise mit einem Gewichtsanteil von 0,02 bis 0,4%.
Der vorliegende warmfeste ferritische Stahlguß kann mittels eines erfindungsgemäßen Verfahrens hergestellt werden. Das Verfahren umfaßt die Schritte:
Wählen und Gießen eines Rohmaterials, das eine Zusammensetzung gemäß dem vorliegenden Stahlguß oder dessen bevorzugter Ausführung aufweist; und
Glühen des sich ergebenden Gießereierzeugmisses bei einer Temperatur von 750 bis 1000ºC.
Indem bei dem vorliegenden warmfesten ferritischen Stahlguß kein oder möglichst wenig Nb zugegeben wird, kann während der Erstarrung das Kristallisierem von Nb-Karbiden im wesentlichen verhindert werden. Dementsprechend kann ein Kristallisieren der Sulfide entlang den Nb-Karbiden verhindert werden. Des weiterem ist die Zugabe der anderen Legierungselemente außer dem Schwefel so gesteuert, daß die eine Reaktion von "Alpha" und der Flüssigphase ermöglichende peritektische Reaktion hervorgerufen wird, so daß "Gamma" kristallisiert und die Erstarrung bei der Mischphase aus "Alpha" und "Gamma" endet, wodurch die Sulfide fast gleichmäßig in dem ferritischen Grundmaterial verteilt werden. Folglich kann ungeachtet der Schwefelzugabe verhindert werden, daß die Zähigkeit des vorliegenden Stahlgusses abnimmt. Da der vorliegende Stahlguß darüber hinaus Schwefel mit einem Gewichtsanteil von 0,06% oder mehr enthält, kann die maschinelle Bearbeitbarkeit deutlich gesteigert werden. Da der vorliegende Stahlguß ferner V zur Steigerung der Zähigkeit und der eutektoiden Umwandlungstemperatur enthalten kann, kann er auch hinsichtlich des thermischen Ermüdungswiderstands verbessert werden.
Zusätzlich zu den Verbesserungen bei dem vorliegenden warmfestem ferritischen Stahlguß kann dessen bevorzugte Ausführung hinsichtlich der maschinellen Bearbeitbarkeit weiter verbessert werden, indem entweder Te oder Al zugegeben wird. Insbesondere wenn Al enthalten ist, kann die Oxidationsbeständigkeit gesteigert und entsprechend der thermische Ermüdungswiderstand verbessert werden.
Der vorliegende warmfeste ferritische Stahlguß und dessen bevorzugte Ausführung sind dadurch gekennzeichnet, daß die peritektische Reaktion auftritt, die eine Beendigung der Erstarrung bei der Mischphase aus "Alpha" und "Gamma" ermöglicht. Wenn eine sich an das Gießen anschließende kleine Abkühlgeschwimdigkeit eingestellt wird, wandelt sich "Gamma" dementsprechend unmittelbar mach der Erstarrung während des Abkühlens auf Raumtemperatur in "Alpha" um. Ist jedoch eine sich am das Gießen anschließende große Abkühlgeschwindigkeit eingestellt, wandelt sich "Gamma" während des Abkühlens auf Raumtemperatur in die Martensit-Phase um, wodurch die Härte des Grundmaterials zunimmt und die maschinelle Bearbeitbarkeit herabgesetzt wird. Gemäß dem vorliegenden Verfahren zur Herstellung des vorliegendem Stahlgusses wird das sich ergebende Gießereierzeugnis nach dem Gießen der Glühung unterzogen. Bei dem Glühen wird durch ein Erhitzen im Temperaturbereich von 750 bis 1000ºC die Martensit-Phase in "Alpha" umgewandelt. Infolgedessen kann die Härte des vorliegenden Stahlgusses zufriedenstellend verringert werden.
Entsprechend der bisherigen Erläuterung kann erfindungsgemäß der vorliegende warmfeste ferritische Stahlguß hinsichtlich der maschinellen Bearbeitbarkeit beachtlich verbessert werden, da dieser im Vergleich zu den herkömmlichen warmfesten ferritischen Stahlgüssen, deren Schwefelgehalt bis herab auf die Spurenmenge oder weniger der unvermeidbaren Verunreinigungen begrenzt ist, Schwefel in einer derart großen Menge enthält, daß die Mm, Fe und Cr als Hauptbestandteile enthaltenden Sulfide darin dispergiert werden können. Des weiterem kann, verglichen mit dem herkömmlichen warmfesten ferritischen Stahigüssen mit zugegebemem Schwefel, dessen Beeinträchtigung der Zähigkeit aufgrund der Schwefelzugabe auf ein Minimum unterdrückt werden, da durch Zugeben von keinem Nb oder von Nb mit der kontrollierten Menge die Nb-Karbide während der Erstarrung wenig kristallisieren können, wobei die Sulfide kaum in den interdendritischen Bereichen lokalisiert werden, weil die Sulfide durch die Kombination der Legierungselemente außer Schwefel deutlich gleichmäßig dispergiert werden können, so daß die peritektische Erstarrung hervorgerufen wird. Wie zuvor erwähnt, ermöglicht die peritektische Erstarrung eine Reaktion von "Alpha" mit der Flüssigphase, so daß "Gamma" kristallisiert, und ermöglicht eine Beendigung der Erstarrung bei der Mischphase aus "Alpha" und "Gamma". Weiterhin weist er einen thermischen Ermüdungswiderstand auf, der ähnlich wie oder besser als derjenige bei den herkömmlichen warmfestem ferritischem Stahigüssen mit zugegebenem Schwefel ist, da die V- oder Mo-Zugabe die durch die fehlende Nb-Zugabe oder die begrenzt kleine Nb- Zugabemenge hervorgerufene Abnahme der eutektoiden Umwandlungstemperatur kompensieren kann und da die V- oder Mo-Zugabe gleichzeitig dessen Zähigkeit und Streckgrenze bei erhöhter Temperatur steigert.
Zusätzlich zu dem durch den vorliegenden warmfesten ferritischen Stahlguß hervorgerufenen vorteilhaften Wirkungen kann dessen bevorzugte Ausführung hinsichtlich der maschinellen Bearbeitbarkeit und des thermischen Ermüdungswiderstands weiter verbessert werden, da diese weiterhin entweder Te oder Al enthält.
Des weiterem umfaßt das vorliegende Verfahren zur Herstellung des vorliegenden warmfesten ferritischen Stahlgusses mach dem Gießen erfindungsgemäß den Schritt des Glühens des sich ergebenden Gießereierzeugnisses bei der Temperatur von 750 bis 1000ºC, bei der sich die Martensit-Phase in "Alpha" umwandelt, wodurch die Härte des vorliegenden Stahlgusses zufriedenstellend verringert wird. Infolgedessen kann die maschinelle Bearbeitbarkeit bei dem vorliegendem Stahiguß weiter gesteigert werden.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG

Die vorliegende Erfindung und viele ihrer Vorteile sind aufgrund der folgenden genauen Beschreibung im Verbindung mit den beigefügten Figuren und der genauen Erklärung deutlicher verständlich.
Es zeigen:
Fig. 1 ein Diagramm zur Veranschaulichung dessen, wie die Schwefelzugabe den Kerbschlagwert bei dem Beispielen für den e vorliegenden warmfesten ferritischen Stahlguß beeinflußt;
Fig. 2 einen Satz von Diagrammen zur Veranschaulichung dessen, wie die Schwefelzugabe den thermischen Ermüdungswiderstand, die intermediäre Temperaturzähigkeit und die Zugfestigkeitseigenschaften bei den Beispielen für dem vorliegenden warmfesten ferritischem Stahlguß beeinflußt;
Fig. 3 ein Phasendiagramm zur Veranschaulichung der Erstarrungsvorgänge, die Fe-1, 0Si-0, 6Mn-16, OCr-C-Legierungen durchlaufen;
Fig. 4 eine Fotografie des Metallgefüges der Legierung, die in dem mit "I" bezeichneten Gebiet von Fig. 3 liegt;
Fig. 5 eine Fotografie des Metallgefüges der Legierung, die in dem mit "II" bezeichnetem Gebiet vom Fig. 3 liegt;
Fig. 6 eine Fotografie des Metallgefüges der Legierung, die im dem mit "III" bezeichneten Gebiet von Fig. 3 liegt;
Fig. 7 eine Fotografie des Metallgefüges einer Fe-0,2C- 0,7Nb-0, 15S-Legierung;
Fig. 8 ein Diagramm zur Veranschaulichung dessen, wie die Schwefelzugabe dem Kerbschlagwert bei dem Beispielen für den vorliegenden warmfesten ferritischen Stahlguß beeinflußt;
Fig. 9 ein Diagramm zur Veranschaulichung dessen, wie die V-, Nb-, Mo- und W-Gehalte die eutektoide Umwandlungstemperatur bei den Beispielen für den vorliegenden warmfesten ferritischem Stahlguß beeinflussen;
Fig. 10 ein Diagramm zur Veranschaulichung dessen, wie die V-, Nb- und Mo-Gehalte die Zähigkeit bei den Beispielen für den vorliegenden warmfesten ferritischem Stahlguß beeinflussen;
Fig. 11 ein Diagramm zur Veranschaulichung der Beziehung zwischen dem Nb-Gehalt bei dem Beispielen für den vorliegenden warmfesten ferritischem Stahlguß und der Menge der während der Erstarrung darin kristallisierendem Nb-Karbide;
Fig. 12 ein Diagramm zur Veranschaulichung dessen, wie die V-, Nb- und Mo-Gehalte die Streckgrenze bei erhöhter Temperatur bei den Beispielen für dem vorliegendem warmfesten ferritischen Stahlguß beeinflussen;
Fig. 13 ein Diagramm zur Veranschaulichung dessen, wie der Schwefelgehalt die maschinelle Bearbeitbarkeit bei den Beispielen für den vorliegenden warmfesten ferritischen Stahlguß beeinflußt; und
Fig. 14 einen Satz von Fotografien des Metallgefüges bei dem Beispiel für den vorliegendem warmfesten ferritischen Stahlguß und dem Vergleichsbeispiel dazu.

AUSFÜHRLICHE BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN

Nachdem die Erfindung allgemein beschrieben worden ist, wird diese nun zum weiteren Verständnis anhand vom speziellen bevorzugtem Ausführungsformen erläutert, die nur zur Erläuterung vorgesehen sind, ohne den Umfang der beigefügten Patentansprüche einzuschränken.
Die Beispiele für den vorliegenden warmfesten ferritischen Stahlguß sind nachstehend anhand der beigefügten Figuren beschrieben.
Zuerst wurde ein herkömmlicher Stahl hergestellt, wobei dieser C mit einem Gewichtsanteil von 0,2%, Si mit einem Gewichtsamteil vom 1,5%, Mm mit einem Gewichtsamteil vom 0,6%, P mit einem Gewichtsanteil vom 0,020% oder weniger, Cr mit einem Gewichtsanteil vom 16%, V mit einem Gewichtsanteil von 0,4%, Nb mit einem Gewichtsanteil vom 0,7%, Mo mit einem Gewichtsanteil vom 0,2%, Ce mit einem Gewichtsanteil von 0,05% und als Rest Fe enthielt. Der herkömmliche Stahl wurde mittels Hochfrequenz-Induktiomsschmelzen gefolgt von Gießen mit einer Sandform zu Probekörpern gefertigt, und die sich ergebenden Gießereierzeugnisse wurden für 3 Stunden bei 930ºC geglüht. Die auf diese Weise erhaltenen Probekörper wurden auf die Abhängigkeit der Zähigkeit von der Schwefelzugabe, der Abhängigkeit des thermischen Ermüdungswiderstands vom dieser und die Beziehungen zwischen der Zähigkeit und den Zugfestigkeitseigenschaften hin untersucht.
Fig. 1 veranschaulicht die Ergebnisse der Beurteilung dessen, wie die Schwefelzugabe die Zähigkeit der Legierung ohne die Schwefelzugabe, die aber S mit einem Gewichtsanteil vom 0,02% als unvermeidbare Verunreinigung enthielt, und die Zähigkeit der Legierung mit der Schwefelzugabe, die 5 mit einem Gewichtsanteil von 0,1% enthielt, beeinflußte. Diese Beurteilung erfolgte, indem in einem Temperaturbereich von -40 bis 300ºC unter Verwendung des JIS#4-Prüfkörpers der Kerbschlagbiegeversuch nach Charpy ausgeführt wurde. Die Kerbschlagfestigkeit war bei Raumtemperatur mit oder ohne die Schwefelzugabe beachtlich gering, aber sie nahm bei erhöhtem Temperaturen deutlich zu. Folglich wurde festgestellt, daß die Legierungen eine Übergangstemperatur zwischen duktilem und sprödem Zustand zeigen. Bei Zugabe vom Schwefel nahm ferner die Kerbschlagfestigkeit bei allen Temperaturen ab. Jedoch war das Ausmaß der Abnahme bei erhöhten Temperaturen (z.B. Übergangstemperatur oder höher) beachtlich größer als bei Temperaturen um die Raumtemperatur herum, bei denen der Spaltbruch auftrat. Daher ist ersichtlich, daß es bei Zugabe von Schwefel äußerst wichtig ist, im erhöhten Temperaturbereich ein Verschlechtern der Zähigkeit (d.h. der intermediären Temperaturzähigkeit) zu verhindern.
Fig. 2 veranschaulicht die Ergebnisse der Untersuchungen über die Abhängigkeit des thermischen Ermüdungswiderstands von dem Schwefelgehalt und die Beziehungen zwischen der Zähigkeit und den Zugfestigkeitseigemschaften. Es wurde eine thermischer Ermüdungsversuch durchgeführt, indem ein Probekörper an entgegengesetzten Enden vollständig gehalten wurde und indem dieser wiederholt einem Wärmezyklus vom 250 bis 950ºC unterzogen wurde. Auf diese Weise wurden die Probekörper auf ihre Lebensdauer bis zum Bruch untersucht. Der Probekörper wies einen Durchmesser von 10 mm, eine Meßlänge vom 25 mm und eine Gesamtlänge vom 160 mm auf. Weiterhin wurde ein Versuch hinsichtlich der Zugfestigkeitseigenschaften durchgeführt, indem ein einen Durchmesser von 10 mm, eine Meßlänge vom 50 mm und eine Gesamtlänge von 98 mm aufweisender Probekörper mit einer Dehnumgsgeschwindigkeit von 3%/min gezogen wurde.
Anhand der auf diese Weise erhaltenen Ergebnisse ist erkannt worden, daß sich die Lebensdauer bei thermischer Ermüdung mit zunehmendem Schwefelgehalt verschlechterte. Ungeachtet des Schwefelgehalts änderten sich dagegen bei allen Prüftemperaturen die Zugfestigkeit und die Bruchdehnung nicht wesentlich. Jedoch nahm die Kerbschlagfestigkeit bei 300ºC mit dem Schwefelgehalt ab. Folglich stimmen die Verschlechterung des thermischen Ermüdungswiderstands mit der Schwefelzugabe und die Verschlechterung der Zähigkeit damit gut überein. Es ist deswegen offensichtlich, daß es wichtig ist, die Beeinträchtigung der Zähigkeit aufgrund der Schwefelzugabe zu verhindern, damit sich der thermische Ermüdungswiderstand nicht verschlechtert.
Um die Probleme bei den herkömmlichen Stählen zu lösen und um einen Wege zu finden, bei den Beispielen des vorliegenden warmfesten ferritischen Stahlgusses die Verteilung der Sulfide zu steuern, untersuchten die Erfinder die Beziehung zwischen den Bildungsvorgängen des Erstarrungsgefüges herkömmlicher warmfester ferritischer Stahlgüsse und ihren Sulfidverteilungen. Das heißt, es wurde ein herkömmlicher Stahl hergestellt, wobei dieser Si mit einem Gewichtsanteil von 1,0%, Mn mit einem Gewichtsanteil von 0,6%, Cr mit einen Gewichtsanteil von 16,0% und als Rest Fe enthielt. Dann wurden zu dem herkömmlichen Stahl in unterschiedlichen Mengen Kohlenstoff und mit einem Gewichtsanteil von 0,15% Schwefel zugegeben. Die sich ergebenden Legierungen wurden geschmolzen, erstarrt und danach schnell abgekühlt, und sie wurden mit einem optischen Mikroskop auf die sich ergebende Mikrostruktur hin untersucht. Entsprechend wurde die Legierung, zu der C mit einem festen Gewichtsanteil vom 0,2% zugegeben war und die weiterhin Kb mit einem Gewichtsanteil von 0,7% enthielt, der gleichen Untersuchung unterzogen. Ferner wurde bei den vier Legierungen, welche die vorstehend beschriebenem vier Erstarrungsvorgänge durchliefen, die Schwefelzugabemenge unterschiedlich geändert und die sich ergebenden Legierungen auf den Zähigkeitsunterschied hin untersucht.
Entsprechend dem Beobachtungen bei dem Metallgefügen wurde ein Phasendiagramm erhalten, das die Erstarrungsvorgänge verdeutlicht, die von den Fe-1, 0Si-0, 6Mn-16, 0CR-C-Legierungen gemäß Fig. 3 durchlaufen werden. Enthielten die Legierungen C mit einem Gewichtsanteil von 0,1% oder weniger (entsprechend dem Gebiet "I"), stellte sich heraus, daß sie den Erstarrungsvorgang durchliefen, bei dem während der Erstarrung nur "Alpha" kristallisierte und die Erstarrung bei der "Alpha"-Einzelphase endete, wobei sich folglich herausstellte, daß sie die Legierungen mit einphasiger "Alpha"-Erstarrung darstellen. Enthielten die Legierungen C mit einem Gewichtsanteil von 0,1 bis 0,4% (entsprechend dem Gebiet "II"), stellte sich heraus, daß sie dem Erstarrungsvorgang durchliefen, bei dem zuerst "Alpha" als Primärkristall kristallisierte und danach ein Teil des primären "Alpha" und ein Teil der verbleibenden Flüssigphase die peritektische Reaktion bedingten, so daß die "Gamma"-Phase kristallisierte und die Erstarrung bei der Mischphase aus "Alpha" und "Gamma" endete, wobei sich folglich herausstellte, daß sie die peritektisch erstarrten Legierungen darstellen. Enthielten die Legierungen C mit einem Gewichtsanteil vom 0,4% oder mehr (entsprechend dem Gebiet "III"), stellte sich heraus, daß sie den Erstarrungsvorgang durchliefen, bei dem während der Erstarrung, ähnlich wie bei den in dem Gebiet "II" liegenden Legierungen, die peritektische Reaktion auftrat, daß sich aber danach "Alpha" in "Gamma" umwamdelte und die Erstarrung bei der "Gamma"-Einzelphase endete, wobei sich folglich herausstellte, daß sie die Legierungen mit einphasiger "Gamma"-Erstarrung darstellen. Folglich wurde herausgefunden, daß die Erstarrung bei dem Legierungen, die Fe, Si, Mn, Cr und C (d.h. die Grundelemente von warmfestem ferritischem Stahlguß) enthalten, grob in die drei vorstehend genannten Erstarrungsvorgänge eingeteilt werden kann.
Fig. 4 stellt eine Fotografie dar, welche die Sulfidverteilung in dem Metallgefüge der im dem in Fig. 3 mit "I" bezeichneten Gebiet liegenden Legierung zeigt. Zu der C mit einem Gewichtsamteil von 0,05% enthaltenden Legierung war Schwefel mit einem Gewichtsanteil von 0,15% zugegeben. Bei der Legierung mit einphasiger "Alpha"-Erstarrumg wurde festgestellt, daß ein Teil der Sulfide zusammenhängend entlang den Kristallkorngrenzen von "Alpha" kristallisiert.
Fig. 5 stellt eine Fotografie dar, welche das Metallgefüge der im dem in Fig. 3 mit "II" bezeichneten Gebiet liegenden Legierung zeigt. Zu der C mit einem Gewichtsanteil vom 0,2% enthaltenden Legierung war Schwefel mit einem Gewichtsanteil von 0,15% zugegeben. Bei der peritektisch erstarrten Legierung wurde festgestellt, daß anders als bei der im Fig. 4 gezeigten Legierung die Sulfide nicht entlang dem Kristallkorngrenzen kristallisieren, sondern im wesentlichem gleichmäßig darin kristallisieren.
Fig. 6 stellt eine Fotografie dar, welche das Metallgefüge der in dem im Fig. 3 mit "III" bezeichneten Gebiet liegenden Legierung zeigt. Zu der C mit einem Gewichtsanteil von 0,5% enthaltenden Legierung war Schwefel mit einem Gewichtsamteil von 0,15% zugegeben. Bei der Legierung mit einphasiger "Gamma"-Erstarrung wurde festgestellt, daß ein Teil der Sulfide zusammenhängend entlang den Kristallkorngrenzen vom "Alpha" kristallisiert.
Fig. 7 stellt eine Fotografie dar, die das Metallgefüge der Legierung zeigt, die C mit einem Gewichtsanteil von 0,2% und Nb mit einem Gewichtsanteil von 0,7% enthielt und zu der Schwefel mit einem Gewichtsanteil von 0,15% zugegeben war. War die Legierung frei von der Schwefelzugabe, durchlief sie die Erstarrung mit kristallisierenden Karbiden, bei der die Nb-Karbide während der Erstarrung in den interdendritischen Bereichen in Form eines Netzwerks kristallisierten. Bei Zugabe von Schwefel zu der Legierung kristallisierten die Sulfide entlang den Nb-Karbiden. Folglich stellte sich heraus, daß der warmfeste ferritische Stahlguß mit einer großen Menge an zugegebenen Nb die Erstarrung mit kristallisieremden Karbiden durchläuft und daß die Sulfide entlang den Karbiden kristallisieren, so daß sie sich darin lokalisieren.
Fig. 8 veranschaulicht die Ergebnisse der Beurteilung dessen, wie sich bei 300ºC der Kerbschlagwert veränderte, wenn in unterschiedlichen Mengen Schwefel zu dem Legierungen gemäß dem Figuren 4 bis 7 zugegeben wurde und die vier verschiedenem Erstarrungsvorgänge durchlaufen wurden. Die Legierung mit einphasiger "Alpha"-Erstarrung zeigte eine hohe Zähigkeit, wenn diese frei von der Schwefelzugabe war, aber zeigte eine deutlich abnehmende Zähigkeit, wenn Schwefel mit einem Gewichtsanteil von 0,05% oder mehr zugegeben wurde. Die Legierung mit einphasiger "Gamma"-Erstarrung und die mit kristallisierenden Karbiden erstarrte Legierung zeigten, selbst wenn sie frei vom der Schwefelzugabe waren, eine niedrige Zähigkeit, und zeigten eine viel niedrigere Zähigkeit, wenn Schwefel mit einem Gewichtsanteil vom 0,05% oder mehr zugegeben war. Dagegen zeigte der peritektisch erstarrte Stahlguß selbst bei Zugabe vom Schwefel eine weniger stark abnehmende Zähigkeit. Entsprechend den Ergeb nissen dieser Beurteilung wurde die neue Erkenntnis gewonnen, daß bei dem warmfesten ferritischen Stahlguß die mit der Schwefelzugabe verbundene Verschlechterung der Zähigkeit verhindert werden kann, indem die Legierungselemente derart gesteuert werden, daß sie die peritektische Erstarrung hervorrufen.
Auf Grundlage der neuen Erkenntnisse wurde eine Stammlegierung hergestellt, um die Grundzusammemsetzumg des vorliegenden warmfesten ferritischen Stahlgusses (d.h. eine peritektisch erstarrende Legierung, deren Zähigkeit durch die Schwefelzugabe weniger beeinträchtigt wird, deren maschinelle Bearbeitbarkeit außergewöhnlich gut ist und deren eutektoide Umwandlungstemperatur und Streckgrenze bei erhöhter Temperatur gleichzeitig vorzüglich sind) zu bestimmen. Die Stammlegierung enthielt C mit einem Gewichtsanteil von 0,2%, Si mit einem Gewichtsanteil von 1,0%, Mm mit einem Gewichtsanteil von 0,6%, Cr mit einem Gewichtsanteil von 16,0% und als Rest Fe. Dann wurden V, Nb, Mo, W und S in unterschiedlichen Mengen zu der Stammlegierung zugegeben. Die sich ergebenden Legierungen wurden geschmolzen und gegossen, und sie wurden daraufhin untersucht, wie deren Eigenschaften durch die zugegebenen Elemente beeinflußt wurden. Die eutektoide Umwandlungstemperatur wurde mittels einer Messung der thermischen Ausdehnung mit einem einen Durchmesser von 10 mm und eine Gesamtlänge vom 30 mm aufweisenden Probekörper bewertet. Die Streckgrenze bei erhöhter Temperatur wurde bei 900ºC mittels eines Stauchversuchs mit einem einen Durchmesser von 8 mm und eine Höhe von 12 mm aufweisenden Probekörper beurteilt. Die maschinelle Bearbeitbarkeit wurde bewertet, indem eine Zerspanungsprüfung durchgeführt wurde, bei der nach einer Bearbeitungsstrecke vom 600 m die Abnutzungsbreite an der Freifläche eines Zerspanumgswerkzeugs gemessen wurde.
Fig. 9 veranschaulicht die Ergebnisse der Beurteilung dessen, wie die V-, Nb-, Mo- und W-Gehalte die eutektoide Umwandlungstemperatur beeinflußten. Wurde eines dieser Elemente zu der Stammlegierung zugegeben, nahm die eutektoide Umwandlungstemperatur linear zu. Insbesondere ist offensichtlich, daß bei Zugabe von V und Kb mit einem Gewichtsanteil von 0,1% oder mehr die Erhöhung der eutektoiden Umwandlungstemperatur beachtlich groß war. Es ist ebenfalls ersichtlich, daß es bei Zugabe von W anstelle von Mo erforderlich ist, W in einer zweimal so großen Menge wie Mo zuzugeben, damit sich die gleiche vorteilhafte Wirkung einstellt, die der durch die Mo-Zugabe hervorgerufenen entspricht.
Fig. 10 veranschaulicht die Ergebnisse der Untersuchung darüber, wie die V-, Kb- und Mo-Gehalte die Zähigkeit beeinflußten. Wurde zu der Stammlegierung V mit einem Gewichtsanteil von 0,2% bis 1,0% zugegeben, wurde die Zähigkeit verbessert. Wurde dazu Mo mit einem Gewichtsanteil vom bis zu 2,0% zugegeben, wurde die Zähigkeit kaum beeinflußt. Bei Zugabe von Nb mit einem Gewichtsanteil von mehr als 0,4% wurde die Zähigkeit deutlich beeinträchtigt. Deshalb ist ersichtlich, daß Nb vorzugsweise mit einer kontrollierten Menge vom 0,4% oder weniger zugegeben werden sollte.
Fig. 11 veranschaulicht die Ergebnisse der Untersuchung über die Beziehung zwischen dem Nb-Gehalt und der Menge der während der Erstarrung kristallisierenden Nb-Karbide. Der Flächenamteil der Kb-Karbide wurde gemessen, indem das optische Schliffbild des Metallgefüges einer Bildanalyse unterzogen wurde, wodurch die Menge der Nb-Karbide bestimmt wurde. Überschritt der Gewichtsamteil von Nb 0,4%, nahm die Menge der Nb-Karbide beachtlich zu, wodurch der Erstarrungsvorgang mit kristallisieremden Karbiden hervorgerufen wurde. Wird die in Fig. 10 gezeigte, die Zähigkeit beeinträchtigende Wirkung von Nb berücksichtigt, ist es offensichtlich, daß der Gewichtsanteil von Nb vorzugsweise auf 0,4% oder
weniger unterdrückt werden sollte.
Fig. 12 veranschaulicht die Ergebnisse der Beurteilung dessen, wie die V-, Nb- und Mo-Gehalte die Streckgrenze bei erhöhter Temperatur beeinflußten. Es ist ersichtlich, daß Mo die Streckgrenze bei erhöhter Temperatur verbesserte. V beeinflußte die Eigenschaft nicht nachteilig, wenn es mit einem Gewichtsanteil von bis zu 1,0% zugegeben wurde. Nb steigerte die Streckgrenze bei erhöhter Temperatur, wenn es mit einem Gewichtsanteil von 0,1 bis 0,4% zugegeben wurde.
Fig. 13 veranschaulicht die Ergebnisse der Untersuchung darüber, wie der Schwefelgehalt die maschinelle Bearbeitbarkeit beeinflußte. Wurde Schwefel mit einem Gewichtsamteil vom 0,06% oder mehr zugegeben, trat am der Freifläche des Zerspanungswerkzeugs eine deutlich verringerte Abnutzungsbreite auf. Folglich wurde erkannt, daß Schwefel mit einem Gewichtsanteil von 0,06% oder mehr zugegeben werden sollte.
Entsprechend den vorstehend beschriebenen neuem Erkenntnissen wurden die Beispiele für den vorliegenden warmfesten ferritischen Stahlguß und die Vergleichsbeispiele dazu hergestellt. Die Beispiele wiesen jeweils die mit Beispiel Nr. 1 bis 14 bezeichneten Zusammensetzungen gemäß der nachstehenden Tabelle 1 auf. Die Vergleichsbeispiele wiesen jeweils die mit Vergleichsbeispiel Nr. 1 bis 3 bezeichneten Zusammensetzungen gemäß der nachstehenden Tabelle 2 auf.
Die Beispiele und die Vergleichsbeispiele wurden geschmolzen und zu Probekörpern gegossen. Die sich ergebenden Probekörper wurden hinsichtlich ihrer maschinellen Bearbeitbarkeit, ihrer Zähigkeit, ihrer eutektoidem Umwandlungstemperatur, ihrer Streckgrenze bei erhöhter Temperatur und ihres thermischen Ermüdungswiderstands untersucht. Die Prüfverfahren für diese Eigenschaften waren identisch mit dem vorstehend beschriebenen. Jeder dieser Versuche wurde durchgeführt, nachdem die Probekörper für 3 Stunden bei 800ºC geglüht worden waren. Die Probekörper wurden ebenfalls mit einem optischen Mikroskop hinsichtlich der Sulfidverteilung im Metallgefüge untersucht. Es wurde nicht nur die Härte der Probekörper (d.h. der geglühten Probekörper), sondern auch die Härte der Probekörper im Gußzustand gemessen, wobei die Ergebnisse miteinander verglichen wurden. Tabelle 1 Tabelle 2 Tabelle 3
Tabelle 3 faßt die Ergebnisse der Zerspanbarkeitsprüfung zusammen. Wie aus Tabelle 3 hervorgeht, waren alle Beispiele für den vorliegendem warmfesten ferritischen Stahlguß dem Vergleichsbeispiel Nr. 1 (d.h. SCH1 nach JIS), das Schwefel mit einem reduzierten Gewichtsanteil von 0,04% oder weniger enthielt, hinsichtlich der maschinellen Bearbeitbarkeit bei weitern überlegen. Selbst wenn sie Schwefel mit einer Menge gleich der des Vergleichsbeispiels Nr. 2 enthielten, von dessen Gewichtsanteil an Schwefel es heißt, daß er sich bis auf 0,2% erhöhen kann, zeigten sie eine dem Vergleichsbeispiel Nr. 2 entsprechende oder eine bessere Zähigkeit. Des weiterem wiesen sie eine dem Vergleichsbeispiel Nr. 3 (d.h. dem Kugelgraphitgußeisen mit hohem Siliziumgehalt) entsprechende maschinelle Bearbeitbarkeit auf. Darüber hinaus waren die Te oder Al enthaltenden Beispiele (d.h. die Beispiele Nr. 10 bis 14) den von Te oder Al freien Beispielen überlegen. Tabelle 4
In Tabelle 4 sind die Ergebnisse des Kerbschlagbiegeversuchs mach Charpy bei 300ºC angegeben. Alle Beispiele für den vorliegenden warmfesten ferritischen Stahlguß wiesen einen höheren Kerbschlagwert als das Vergleichsbeispiel Nr. 2 auf. Es ist daher ersichtlich, daß diese hinsichtlich der Zähigkeit vorzüglich waren. Tabelle 5
Tabelle 5 faßt die Ergebnisse der Messung der eutektoiden Umwandlungstemperatur zusammen. Alle Beispiele für dem vorliegenden warmfesten ferritischen Stahlguß zeigten eine höhere eutektoide Umwandlungstemperatur als die Vergleichsbeispiele Nr. 1 und 3. Weiterhin sind ihre eutektoiden Umwandlumgstemperaturen im wesentlichen gleich der oder höher als die des Vergleichsbeispiels Nr. 2. Tabelle 6
Tabelle 6 gibt die Ergebnisse der Messung der 0,2-% -Streckgrenze bei erhöhter Temperatur wieder. Alle Beispiele für den vorliegenden wamfesten ferritischen Stahlguß wiesen eine dem Vergleichsbeispiel Nr. 2 entsprechende oder eine bessere Streckgrenze auf. Insbesondere die Beispiele mit zugegebenem Mo (d.h. die Beispiele Nr. 4 bis 8, Nr. 10 und Nr. 13 bis 14) waren hinsichtlich der Streckgrenze bei erhöhter Temperatur besser als die vom Mo freien Beispiele. Tabelle 7
Aus Tabelle 7 gehen die Ergebnisse des thermischen Ermüdungsversuchs hervor. Verglichen mit den durch die Vergleichsbeispiele Nr. 1 und 3 gezeigten Lebensdauern bei thermischer Ermüdung war bis zum Bruch bei allem Beispielen für dem vorliegendem warmfesten ferritischen Stahlguß eine größere Anzahl von Wiederholungszyklen erforderlich. Es ist folglich ersichtlich, daß diese hinsichtlich des thermischen Ermüdungswiderstands auf beeindruckende Weise ausgezeichnet waren. Ihr thermischer Ermüdungswiderstand war darüber hinaus dem des Vergleichsbeispiels Nr. 2 weit überlegen. Ferner waren die Al enthaltenden Beispiele (z.B. die Beispiele Nr. 12 bis 14) hinsichtlich des thermischen Ermüdungswiderstands besser als die von Al freien Beispiele.
Fig. 14 erläutert die Ergebnisse der mit dem optischen Mikroskop durchgeführten Untersuchung des Metallgefüges des Beispiels Nr. 2 für den vorliegenden warmfesten ferritischen Stahlguß und des Vergleichsbeispiels Nr. 2 dazu. Auf der linken Seite der Zeichnung sind die nicht geätzten Metallgefüge gezeigt. Auf der rechten Seite der Zeichnung sind die geätzten Metallgefüge gezeigt. Es ist zu erkennen, daß bei dem Metallgefüge des Vergleichsbeispiels Nr. 2 die Nb- Karbide in Form eines Netzwerks vorliegen und die Sulfide entlang dem Nb-Karbidem lokalisiert sind. Andererseits ist eindeutig zu erkennen, daß bei dem Metallgefüge des Beispiels Nr. 2 die Sulfide im wesentlichen gleichmäßig verteilt sind. Tabelle 8
Tabelle 8 faßt die Ergebnisse der Härteprüfung zusammen. Die Beispiele Nr. 1, 9 und 12 zeigten im Gußzustand eine ausreichend geringe Härte und eine weiter verringerte Härte, wenn sie für 3 Stunden bei 800ºC geglüht wurden. Da die Beispiele Nr. 2, 3 und 5 im Gußzustand im erheblicher Menge den Martensit enthielten, zeigten diese eine hohe Härte. Da jedoch der Martensit durch das Glühen in dem Ferrit umgewandelt wurde, war festzustellen, daß die Beispiele Nr. 2, 3 und 5 auf angemessene Weise weicher wurden. Des weiteren wurde selbst dann, wenn das Glühen für 1 bis 5 Stunden bei einer Temperatur von 750 bis 1000ºC durchgeführt wurde, bei den dieser Glühung unterzogenen Beispielen die entsprechende vorteilhafte Wirkung erzielt.

Claims

1. Warmfester ferritischer Stahlguß umfassend:

C mit einem Gewichtsanteil von 0,1 bis 0,4%;

Si mit einem Gewichtsanteil vom 0,5 bis 2,0%;

Mn mit einem Gewichtsanteil vom 1,0% oder weniger;

S mit einem Gewichtsanteil vom 0,06 bis 0,20%;

Ni mit einem Gewichtsanteil von 1,0% oder weniger;

Cr mit einem Gewichtsanteil vom 13 bis 20%;

V mit einem Gewichtsanteil von 0,2 bis 1,0%;

zumindest einem Element, das aus der aus Nb mit einem Gewichtsanteil von 0,1 bis 0,4%, Mo mit einem Gewichtsanteil von 0,1 bis 2,0% und W mit einem Gewichtsanteil vom 0,2 bis 4,0% bestehenden Gruppe gewählt ist;

gegebenenfalls zumindest ein Element umfassend, das aus der aus Te mit einem Gewichtsamteil vom 0,01 bis 0,1% und Al mit einem Gewichtsanteil von 0,01 bis 0,5% bestehenden Gruppe gewählt ist; und

als Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen,

wobei der S im Form von Sulfiden in dem warmfesten ferritischen Stahlguß dispergiert ist.

2. Warmfester ferritischer Stahlguß nach Anspruch 1, der Te mit einem Gewichtsanteil von 0,02 bis 0,08% umfaßt.

3. Warmfester ferritischer Stahlguß nach Anspruch 1, der Al mit einem Gewichtsanteil von 0,02 bis 0,4% umfaßt.

4. Warmfester ferritischer Stahlguß nach Anspruch 1, der C mit eimern Gewichtsanteil von 0,15 bis 0,38% umfaßt.

5. Warmfester ferrittscher Stahlguß nach Anspruch 1, der Si mit einem Gewichtsanteil von 0,8 bis 1,7% umfaßt.

6. Warmfester ferritischer Stahlguß nach Anspruch 1, der Mn mit einem Gewichtsanteil von 0,2 bis 0,8% umfaßt.

7. Warmfester ferritischer Stahlguß nach Anspruch 1, der S mit einem Gewichtsanteil von 0,08 bis 0,18% umfaßt.

8. Warmfester ferritischer Stahlguß nach Anspruch 1, der Ni mit einem Gewichtsanteil von 0,01 bis 0,9% umfaßt.

9. Warmfester ferritischer Stahlguß nach Anspruch 1, der Cr mit einem Gewichtsamteil von 15 bis 19% umfaßt.

10. Warmfester ferritischer Stahlguß nach Anspruch 1, der V mit einem Gewichtsanteil von 0,4 bis 0,8% umfaßt.

11. Warmfester ferritischer Stahlguß nach Anspruch 1, der Nb mit einem Gewichtsanteil von 0,15 bis 0,35% umfaßt.

12. Warmfester ferritischer Stahlguß nach Anspruch 1, der Mo mit einem Gewichtsanteil von 0,2 bis 1,5% umfaßt.

13. Warmfester ferritischer Stahlguß nach Anspruch 1, wobei der warmfeste ferritische Stahlguß eine Mischphase umfaßt, die unmittelbar nach der Erstarrung eine Ferrit-Phase und eine Austenit-Phase enthält.

14. Warmfester ferritischer Stahlguß nach Anspruch 13, wobei die Austenit-Phase einem Flächenanteil von 20 bis 80% der Mischphase einnimmt.

15. Verfahren zur Herstellung eines warmfesten ferritischen Stahlgusses, das folgende Schritte umfaßt:

Wählen und Gießen eines Rohmatenals, das eine Zusammensetzung nach Anspruch 1 aufweist; und

Glühen des sich ergebenden Gießereierzeugmisses bei einer Temperatur von 750 bis 1000ºC.

16. Verfahren mach Anspruch 15, wobei der Schritt des Glühens für 1 bis 5 Stunden ausgeführt wird.