DE69903403T2

DE69903403T2 - Rostfreier martensitischer automatenstahl

Info

Publication number: DE69903403T2
Application number: DE69903403T
Authority: DE
Inventors: Theodore Kosa
Original assignee: CRS Holdings LLC
Current assignee: CRS Holdings LLC
Priority date: 1998-01-16
Filing date: 1999-01-12
Publication date: 2003-06-12
Anticipated expiration: 2019-01-13
Also published as: CA2318408A1; ATE225867T1; ES2185308T3; KR100589027B1; WO1999036584A1; KR20010034182A; TW461922B; EP1047804A1; EP1047804B1; BR9908366A; DE69903403D1; JP2002509195A; US6146475A

Description

Gebiet der Erfindung

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf martensitische Edelstahllegierungen und insbesondere auf martensitische Edelstahllegierungen mit einer Zusammensetzung, die so ausgewogen ist, dass sie eine einzigartige Kombination aus Formwerkzeug-Bearbeitbarkeit, Härteeigenschaften und Korrosionsbeständigkeit aufweist.

Hintergrund der Erfindung

Eine Legierung vom A.I.S.I.-Typ 416 ist eine härtbare martensitische Edelstahllegierung, die einen höheren Grad an Bearbeitbarkeit als andere bekannte Klassen von martensitischen Edelstählen aufweist. Die ASTM-, UNS- und AMS-Standardzusammensetzungen für die Legierung vom Typ 416 sind wie folgt in Gew.-%.
¹ Mo oder Zr
Modifikationen an der Basislegierung vom Typ 416 wurden durchgeführt, um ihre Bearbeitbarkeit zu verbessern, indem eine positive Zugabe von Mangan oder einer Kombination aus Tellur, Aluminium und Kupfer erfolgte. Obwohl man von diesen Elementen weiß, dass sie die Bearbeitbarkeit von Edelstahl vom Typ 416 günstig beeinflussen, ist auch bekannt, dass sie von gewünschten Eigenschaften wie Korrosionsbeständigkeit und Bearbeitbarkeit Abstriche machen, wenn sie in zu großen Mengen darin enthalten sind. Die Bearbeitbarkeit bezieht sich auf die Warmbearbeitbarkeit und leichte Schmelzbarkeit der Legierung. Zusätzlich dazu führt der Einschluss solcher Elemente in die Basiszusammensetzung zu einer Legierung, die außerhalb der von der Industrie akzeptierten Zusammensetzungsgrenzen für eine Legierung vom Typ 416 liegt. Kunden und auch potentielle Kunden der Legierung vom Typ 416 zögern beim Kauf solcher modifizierter Klassen, da die Auswirkungen der Modifikationen an der Zusammensetzung auf die anderen gewünschten Eigenschaften der Legierung vom Typ 416 als die Bearbeitbarkeit noch ungewiss sind.
Das US-Patent Nr. 3.401.035 bezieht sich auf einen frei zu bearbeitenden Edelstahl, der auf der Legierung vom Typ 416 basiert. Das Patent offenbart, dass die Steigerung des Chrom-Anteils und somit des Ferrit-Anteils in der Legierung sich günstig auf die Bohrbearbeitbarkeit der Legierung vom Typ 416 auswirkt. Die Gegenwart einer zu großen Menge an Ferrit in einem martensitischen Edelstahl wie jenem vom Typ 416 wirkt sich jedoch negativ auf die Härteeigenschaften der Legierung auf, so dass die hohen Härtegrade sowie die Festigkeit, die gewöhnlich für Edelstahl spezifiziert wird, nicht erreichbar sind. Das Patent merkt an, dass die darin beschriebenen "Prinzipien der Erfindung gleichermaßen auf Stahlformen mit entweder einer Duplex- oder einer ferritfreien Mikrostruktur anwendbar sind". Es gibt jedoch keinerlei Ausführungen darüber, wie die Zusammensetzung solcher Legierungen ausgewogen sein sollte, um eine merkliche Verbesserung der Formwerkzeug-Bearbeitbarkeit bereitzustellen.
Hinsichtlich dessen besteht ein Bedarf an einer martensitischen Edelstahllegierung, die verbesserte Formwerkzeug-Bearbeitbarkeit mit Bezug auf die bekannten Klassen bereitstellt, jedoch zumindest dieselbe Güte der Härteeigenschaften und der Korrosionsbeständigkeit wie in jenen Klassen vorsieht.

Zusammenfassung der Erfindung

Die Nachteile, die mit den bekannten Klassen von Edelstahllegierungen vom Typ 416 assoziiert werden, werden weitgehend von der Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung gelöst. Die Legierung dieser Erfindung ist eine martensitische Edelstahllegierung mit einer einzigartigen Kombination aus Bearbeitbarkeit und Härteeigenschaften. Die Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung ist in Anspruch 1 oder 2 definiert. Die folgende Tabelle fasst breite und bevorzugte Zusammensetzungen zusammen:
Gemäß Anspruch 2 sind gegebenenfalls 0,005 bis 0,1% Bor in der Legierung enthalten. Der Rest der Legierung sind im Wesentlichen Eisen und die üblichen Verunreinigungen, wie dies im Anspruch 1 oder 2 dargelegt ist. Die Legierung ist weiters dadurch gekennzeichnet, dass sie eine sehr geringe Menge an Ferrit im gelöschten und im weichgeglühten Zustand aufweist. Somit sind die Mengen an Silizium und Chrom, die in dieser Legierung enthalten sind, merklich geringer als in bekannten, im Handel erhältlichen Legierungen. Die Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung stellt eine deutlich verbesserte Formwerkzeug-Bearbeitbarkeit mit Härteeigenschaften bereit, die mindestens so gut wie jene der bekannten Klassen von Legierungen vom Typ 416 sind.
Im gesamten Text dieser Anmeldung bezeichnen der Ausdruck "Prozent" und das Symbol "%" Gew.-%, sofern dies nicht anders angegeben ist.

Detaillierte Beschreibung

Die Legierung gemäß vorliegender Erfindung enthält eine kombinierte Menge an Kohlenstoff und Stickstoff, um Härteeigenschaften von zumindest 35 HCR bereitzustellen, wenn die Legierung bei etwa 996,1ºC (1825ºF) 30 Minuten lang wärmebehandelt und danach luftgekühlt wird. Um die gewünschte Härte zu erreichen, enthält die Legierung mindestens etwa 0,10% Kohlenstoff + Stickstoff. Ist zu viel Kohlen- und Stickstoff in dieser Legierung enthalten, so wirkt sich das negativ auf die Bearbeitbarkeit der Legierung aus. Somit ist die kombinierte Menge an Kohlen- und Stickstoff auf nicht mehr als etwa 0,14% begrenzt. Individuell sind 0,06 bis 0,10 % Kohlenstoff und Spurenmengen von etwa bis zu 0,04% an Stickstoff in der Legierung enthalten. Innerhalb der oben erwähnten Bereiche hängt die Menge an Stickstoff, die in der Legierung enthalten ist, von der gewählten Menge an Kohlenstoff ab.
Mangan ist ebenfalls unvermeidlich in der Legierung dieser Erfindung enthalten, zumindest in Form von Restmengen. Mangan ist vorzugsweise auf nicht mehr als etwa 0,50% beschränkt, um sicherzustellen, dass die Legierung den gewünschten Grad an Korrosionsbeständigkeit bietet und während der Passivierung im Wesentlichen frei von korrosiven Angriffen ist.
Silizium ist ebenfalls unvermeidlich in dieser Legierung in Restmengen von Zugaben enthalten, die zugesetzt wurden, um die Legierung während des Schmelz-/Raffinierungsvorgangs zu deoxidieren. Da Silizium aber die Bildung von Ferrit unterstützt, ist seine Verwendung dermaßen eingeschränkt, dass die Restmenge nicht mehr als 0,40% und insbesondere nicht mehr als 0,35% beträgt.
Chrom trägt zur guten Korrosionsbeständigkeit dieser Legierung bei und ist somit in dieser in einer Menge von zumindest 12% enthalten. Chrom unterstützt ebenfalls die Bildung von Ferrit in dieser Legierung. Um somit die Menge an Ferrit, die in der Legierung enthalten ist, zu begrenzen, wird Chrom auf nicht mehr als 12,60% und insbesondere nicht mehr als etwa 12,50% beschränkt.
Schwefel ist in dieser Legierung enthalten, da es sich mit verfügbarem Mangan und Chrom verbindet, um Sulfide zu bilden, welche die Bearbeitbarkeit der Legierung günstig beeinflussen. In dieser Hinsicht sind mindestens 0,15%, vorzugsweise zumindest etwa 0,20% und insbesondere zumindest etwa 0,30% Schwefel in dieser Legierung enthalten. Jedoch wirkt sich zu viel Schwefel negativ auf die Bearbeitbarkeit der Legierung aus, auf ihre Korrosionsbeständigkeit und ihre mechanischen Eigenschaften, wie z. B. Dehnbarkeit. Aus diesem Grund ist Schwefel auf nicht mehr als 0,55% und insbesondere nicht mehr als etwa 0,50% in dieser Legierung beschränkt. Vorzugsweise enthält diese Legierung 0,30 bis 0,40% Schwefel.
Auch andere Elemente können in dieser Legierung als Restmengen von Zugaben enthalten sein, die der Schmelze aus spezifischen Gründen zugesetzt wurden oder die zufällig durch das während des Schmelzvorgangs der Legierung verwendeten Ausgangsmaterials hinzugefügt wurden. Die Mengen solcher Elemente sind jedoch so reguliert, dass sie die Bearbeitbarkeit, die Korrosionsbeständigkeit und Härteeigenschaft der Legierung nicht negativ beeinflussen. Insbesondere Nickel und Kupfer sind in dieser Legierung eingeschränkt, da ein Überfluss dieser Elemente, entweder allein oder in Kombination, zu einer unerwünscht hohen weichgeglühten Härte führt. In dieser Hinsicht ist Nickel auf nicht mehr als etwa 0,25% und vorzugsweise auf nicht mehr als etwa 0,20% beschränkt. Kupfer ist auf nicht mehr als etwa 0,50% und insbesondere nicht mehr als etwa 0,25% beschränkt. Molybdän ist auf nicht mehr als etwa 0,10% beschränkt, da es wie Chrom die Bildung von Ferrit in der Legierung fördert.
Bis zu etwa 0,1% aber vorzugsweise nicht mehr als etwa 0,05% Selen können in dieser Legierung aufgrund seiner günstigen Auswirkungen auf die Bearbeitbarkeit als Regulierungselement für die Sulfidform enthalten sein. Bis zu etwa 0,01% Kalzium können in dieser Legierung enthalten sein, um die Bildung von Kalzium-Aluminium-Silikaten zu unterstützen, die sich vorteilhaft auf die Bearbeitbarkeit der Legierung mit Schneidwerkzeugen aus Carbid auswirken. Eine geringe, wenngleich wirksame Menge Bor, 0,0005 bis 0,01%, kann in dieser Legierung enthalten sein, da dieses sich günstig auf die Warmbearbeitbarkeit auswirkt.
Der Rest der Legierung ist im Wesentlichen Eisen, abgesehen von den üblichen Verunreinigungen, die man in ähnlichen Klassen im Handel erhältlicher martensitischer Edelstähle findet. Die Mengen solcher Verunreinigungen werden so reguliert, dass die Grundeigenschaften der Bearbeitbarkeit, der Korrosionsbeständigkeit und der Härteeigenschaften nicht negativ beeinflusst werden. So wird beispielsweise Phosphor in dieser Legierung als Verunreinigung angesehen, die sich nachteilig auf die Bearbeitbarkeit der Legierung auswirkt und somit auf nicht mehr als 0,060% und vorzugsweise nicht mehr als etwa 0,030% beschränkt ist. Sehr geringe Mengen an Kobalt, etwa 0,10% oder weniger, und Vanadium, 0,08% oder weniger, können ebenfalls in dieser Legierung enthalten sein, ohne sich negativ auf die gewünschte Kombination der Eigenschaften auszuwirken. Weiters sind Elemente wie Titan und Zirkonium auf nicht mehr als etwa 0,02%, vorzugsweise nicht mehr als etwa 0,01% beschränkt, um die Menge an Ti- und Zi-Carbonitriden in der Legierungen zu regulieren, da solche Phasen ungünstige Auswirkungen auf die Bearbeitbarkeit dieser Legierung zeigen. Ähnlich ist auch Aluminium auf nicht mehr als etwa 0,02%, vorzugsweise nicht mehr als etwa 0,01 % begrenzt, um die Menge an Aluminiumoxiden in der Legierung zu regulieren, die ebenfalls negative Einflüsse auf die Bearbeitbarkeit dieser Legierung zeigen.
Innerhalb der hierin zuvor beschriebenen Bereiche von Gew.-% sind die Elemente sorgfältig ausgewogen, um die Menge an Ferrit in der Legierung zu begrenzen, aber ohne dabei nachteilige Effekte auf die Härteeigenschaften oder die Korrosionsbeständigkeit auszuüben, die von der Legierung bereitgestellt werden. Es wurde vom Erfinder herausgefunden, dass die Formwerkzeug-Bearbeitbarkeit dieser Legierung wesentlich verbessert wird, wenn die Menge an enthaltenem Ferrit auf merklich geringere Mengen beschränkt ist, als sie gewöhnlich in bekannten Klassen der Legierung vom Typ 416 bekannt ist. Aus diesem Grund ist die Zusammensetzung der Legierung so ausgeglichen, dass die Mengen an Ferrit-bildenden Elementen wie Chrom und Silizium, die in der Legierung enthalten sind, geringer sind als in den bekannten Klassen der Legierung vom Typ 416. Da die Ferrit-Menge in der Legierung direkt mit der Menge an enthaltenen Ferrit-bildenden Elementen in Zusammenhang steht, kann die relative Ferrit-Menge durch Bezug auf einem Chromanteil-Faktor festgestellt werden. Ein geeigneter Chromanteil ist im US-Patent Nr. 3.401.035 wie folgt definiert:
%Chrom-Äquivalent = %Cr + %Si·1,5x%Mo + 10x%Al - %Ni - %Cu - 30(%C + %N)
Vorzugsweise beträgt das prozentuelle Chrom-Äquivalent in der Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung nicht mehr als etwa 9,5%, vorzugsweise nicht mehr als etwa 9,0% und insbesondere nicht mehr als etwa 8,75%, wie dies durch die vorangehende Formel bestimmt ist.
Für das Schmelzen, Gießen oder Bearbeiten der Legierung der vorliegenden Erfindung sind keinerlei spezielle Techniken erforderlich. Das Lichtbogenschmelzen gefolgt von Argon-Sauerstoff-Decarbonisierung (AOD) ist das bevorzugte Verfahren zu Schmelzen und Raffinieren der Legierung. Jedoch können auch andere Verfahren wie das Vakuuminduktionsschmelzen (VIM) eingesetzt werden. Diese Legierung ist für eine Verwendung in kontinuierlichen Gießverfahren geeignet und kann, falls erforderlich, mittels Pulvermetallurgietechniken hergestellt werden.
Die Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung wird mit einer Ofentemperatur von etwa 2.000 bis 2.300ºF (1.093 bis 1.260ºC), vorzugsweise 2.100 bis 2.250ºF (1.149 bis 1.232ºC) warmbearbeitet, wobei erneutes Erhitzen nach unmittelbaren Reduktionen erforderlich ist. Die Legierung wird gehärtet, indem sie bei etwa 1.800 bis 1.900ºF (982 bis 1.038ºC) austentisiert, vorzugsweise in Öl gequencht und danach etwa 2 bis 8 Stunden lang temperiert oder weichgeglüht wird, vorzugsweise etwa 4 Stunden lang, bei einer Ofentemperatur von etwa 300 bis 1.450ºF (149 bis 788ºC). Die Legierung wird vorzugsweise von der Temper- oder Weichglühtemperatur luftgekühlt. Wie Edelstahl vom Typ 416 kann die vorliegende Legierung auf eine Vielzahl verschiedener gewünschter Härten wärmebehandelt werden, so z. B. 100 HRB max., 26-32 HRC oder 32- 38 HRC. Die verbesserte Bearbeitbarkeit, die diese Legierung liefert, zeigt sich am deutlichsten im weichgeglühten Zustand (100 HRB max.) und wenn die Legierung auf eine mittlere Härte gehärtet wurde (26-32 HRC).
Die Legierung der vorliegenden Erfindung kann zu einer Vielzahl von Formen für eine lange Reihe von Verwendungen geformt und für die Bildung von Blöcken, Stangen, Stäben, Draht, Streifen, Platten oder Lagen unter Verwendung herkömmlicher Verfahren verwendet werden. Die bevorzugte Praxis besteht darin, die Legierung kontinuierlich in eine Blockform zu gießen, danach wird der Block in eine Stange, einen Draht oder Streifen warmgewalzt. Solche Formen werden daraufhin leicht zu nützlichen Komponenten verarbeitet.

Arbeitsbeispiele

Um die einzigartige Kombination von Eigenschaften, welche die vorliegende Erfindung bietet, darzustellen, wurde das Beispiel 1 mit der in Tabelle 1 aufgelisteten gewichtsprozentuellen Zusammensetzung hergestellt. Zum Vergleich wurden auch Vergleichschargen A und B hergestellt, deren Zusammensetzungen zwar außerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung liegen, jedoch typisch für die kommerzielle Klasse der Legierung vom Typ 416 sind. Die gewichtsprozentuellen Zusammensetzungen der Chargen A und B sind ebenfalls in Tabelle 1 dargestellt. Tabelle 1
Beispiel 1, Charge A und Charge B wurden als Chargen in im Handel erhältlicher Größe hergestellt, lichtbogengeschmolzen und unter Verwendung des AOD-Verfahrens raffiniert. Die maximale Quench-Härte des Beispiels 1, 38 HRC, wurde von einer Probe eines Materials in gegossenem Zustand bestimmt, das durch Erhitzung bei 1.825ºF (996,1ºC) über einen Zeitraum von 30 Minuten erhärtet und anschließend luftgekühlt wurde. Die maximale Quench-Härte der Chargen A und B, 38 HRC bzw. 37,5 HRC, wurden von einer Legierungszusammensetzung auf Basis eines mathematischen Modells bestimmt.
Die drei Chargen wurden jeweils in einer kontinuierlichen Gießmaschine gegossen, um 10 · 8 Zoll (25,4 cm 20,32 cm) große Blöcke auszubilden, Die Blöcke aus Beispiel 1 und der Charge A wurde in verschiedene unterschiedliche Abschnitte unterteilt. Jeder Abschnitt wurde unterschiedlich bearbeitet, so dass die Bearbeitbarkeit der zwei Legierungen für mehr als eine Größe und mehr als eine Härte getestet werden könnte. Insbesondere wurden ein Abschnitt des Blocks aus Beispiel 1 und ein Abschnitt des Blocks aus Charge A auf 0,6875 Zoll (1,75 cm) zu einem runden Stab bei einer Ofentemperatur von 2.250ºF (1232,2 C) warmgewalzt. Der Stab wurde bei 700ºC 8 Stunden lang weichgeglüht und danach luftgekühlt. Der weichgeglühte Stab aus jeder Charge wurde daraufhin gestreckt und in Längen geschnitten, die ihrerseits danach gedreht und auf 0,625 Zoll (1,6 cm) rundpoliert wurden. Dieser Prozess, Prozess A1, ist so ausgerichtet, dass eine weichgeglühte Härte von nicht mehr als 100 HRB (Zustand A) bereitgestellt wird.
Der kontinuierlich gegossene Block aus Charge B wurde auf 0,656 Zoll (1,67 cm) rund warmgewalzt. Das warmgewalzte Material wurde daraufhin bei 780ºC 8 Stunden lang weichgeglüht und danach luftgekühlt. Der weichgeglühte Stab der Charge aus Beispiel 1 wurde daraufhin gestreckt, gedreht und auf 0,625 Zoll (1,6 cm) rundpoliert. Ein zweiter Abschnitt der Charge aus Beispiel 1 wurde zu einem 0,625 Zoll (1,6 cm) runden Stab, wie zuvor beschrieben, verarbeitet, nur dass dieser 8 Stunden lang bei 780ºC weichgeglüht und anschließend luftgekühlt wurde. Der Prozess des Weichglühens bei 780ºC, Prozess 2, richtet sich ebenfalls danach, eine weichgeglühte Härte von nicht mehr als etwa 100 HRB vorzusehen.
Ein weiterer Abschnitt des kontinuierlich gegossenen Blocks aus Beispiel 1 und ein zweiter Abschnitt des kontinuierlich gegossenen Blocks der Charge A wurden zu einem 0,7812 Zoll (1,98 cm) runden Block mit einer Ofentemperatur von 2.250ºF (1.232.,2 ºC) warmgewalzt. Die Blöcke wurden bei 680ºC bis 700ºC 8 Stunden lang weichgeglüht und danach luftgekühlt. Daraufhin wurde der weichgeglühte Block aus jeder Charge auf 0,7512 Zoll (1,91 cm) rundgeschoren, auf eine austenitisierende Temperatur von 1.000ºC 0,5 Stunden lang erhitzt und danach in 01 gequencht. Die gequenchten Blöcke wurden daraufhin bei 560ºC 4 Stunden lang getempert und in Luft gekühlt. Die getemperten Blöcke wurde auf 0,632 Zoll (1,61 cm) Rundheit kaltgezogen, gestreckt, in Längen geschnitten und danach zu 0,625 Zoll (1,6 cm) rundgemahlen. Dieser Prozess, der als T1 bezeichnet wird, dient dazu, eine Rockwell-Härte von etwa 26 bis 32 HRC (Zustand T) bereitzustellen.
Ein weiterer Abschnitt des kontinuierlich gegossenen Blocks des Beispiels 1 und ein weiterer Abschnitt des kontinuierlich gegossenen Blocks der Charge A wurden zu einem 1,0625 Zoll (2,7 cm) runden Stab bei einer Ofentemperatur von 2.250ºF (1.232.,2ºC) warmgewalzt und danach im Ofen abgekühlt. Der Stab jeder Charge wurden daraufhin auf eine austenitisierende Temperatur von 1.000ºC 1 Stunde lang erhitzt und danach in Öl gequencht. Die gequenchten Stäbe wurden daraufhin 4 Stunden lang bei 550ºC getempert und in Luft gekühlt. Die getemperten Stäbe wurden gestreckt, auf 1,0174 Zoll (2,58 cm) rundgedreht, erneut gestreckt und danach auf 1,000-Zoll (2,54 cm) rundgemahlen. Dieser Prozess, der als T2 bezeichnet wird, zielt darauf ab, eine Rockwell-Härte von etwa 26 bis 32 HRC bereitzustellen.
Noch weitere Abschnitte der Blöcke des Beispiels 1 und der Charge A wurden zu einem 0,6875 Zoll (1,75 cm) runden Balken bei einer Ofentemperatur von 2.250ºF (1.232,2 ºC) warmgewalzt und danach im Ofen gekühlt. Der Block aus jeder Charge wurde danach auf eine austenitisierende Temperatur von 1.000ºC 1 Stunde lang erhitzt und danach in Öl gequencht. Die gequenchten Blöcke wurden daraufhin 4 Stunden lang bei 510ºC getempert und in Luft gekühlt. Die getemperte Härte war jedoch höher als der gewünschte Bereich, und somit wurden die Stäbe erneut 4 Stunden lang bei 520ºC getempert und luftgekühlt. Die getemperten Stäbe wurden gestreckt, auf 0,637 Zoll (1,6 cm) rundgedreht, erneut gestreckt und danach auf 0,625 Zoll (1,6 cm) rundgemahlen. Dieser Prozess, der als H1 bezeichnet wird, soll eine Rockwell-Härte von etwa 32 bis 38 HRC (Zustand H) bereitstellen.
Die Härten der verarbeiteten Stäbe wurden im Mittelpunkt, in der Mitte des Radius und nahe der Kante gemessen. Die Resultate des Härtetests sind in Tabelle 2 als durchschnittliche Querschnittshärte angegeben. Tabelle 2
Härtewerte von 80 bis 100 entsprechen der Rockwell-B-Skala (HRB).
Härtewerte von 20 bis 35 entsprechen der Rockwell-C-Skala (HRC).
In Tabelle 3 sind die Ergebnisse des Bearbeitbarkeitstests der Teststücke jeder Zusammensetzung auf einer automatischen Schraubmaschine dargestellt. Dieser Test soll die Formwerkzeug-Bearbeitbarkeit einer Legierung zeigen, die an Hand der Lebensdauer des Form-Schneidwerkzeugs gemessen wird. Dreifache Bearbeitbarkeitstests wurden auf Probestücken der 0,625 Zoll (1,6 cm) und 1,000 Zoll (2,54 cm) dimensionierten Stäbe durchgeführt, wobei ein Verfahren verwendet wurde, das auf dem ASTM-Standardtestverfahren E618 basiert. Eine grobe Formwerkzeugzufuhr von 0,002 Zoll/Drehung (0,051 mm/U) und eine Schneidfluidemulsion auf Wasserbasis in einer Konzentration von 5% wurden verwendet. Eine Bearbeitungsgeschwindigkeit von 343 Oberflächenfuß pro Minute (SFPM) (104,5 m/min) wurde für die auf Zustand A wärmebehandelten Musterstücke verwendet. Für die Proben, die auf Zustand T hin wärmebehandelt wurden, wurde für die Muster, die aus den 0,625 Zoll- (1,6 cm-) Stäben eine Bearbeitungsgeschwindigkeit von 257 SFPM (78,3 m/min), und für die Muster aus 1,000 Zoll- (2,54 cm-) Stäben wurde eine Bearbeitungsgeschwindigkeit von 256 SFPM (78,0 m/min) verwendet. Eine Bearbeitungsgeschwindigkeit von 206 SFPM (62,8 m/min) wurde für die Muster verwendet, die in den Zustand H wärmebehandelt worden sind. Die Ergebnisse sind als die Anzahl der bearbeiteten Teile (bearbeitete Teile) dargestellt, bevor der grob geformte Durchmesser der bearbeiteten Teile 0,003 Zoll (0,076 cm) wuchs, so fern dies nicht anders in der Tabelle angemerkt ist. Die in den Tabellen 3A bis 3D dargestellten Ergebnisse wurden unter Verwendung von Standard-Formwerkzeugen erhalten. Tabelle 3A 0,625 Zoll (1,6 cm) runder Stab in Zustand A
¹ Werkzeug wies Fehler vor dem Teilwachstum von 0,003 Zoll (0,076 cm) auf. Tabelle 3B 0,625 Zoll (1,6 cm) runder Stab in Zustand T
¹ Werkzeug wies Fehler vor dem Teilwachstum von 0,003 Zoll (0,076 cm) auf. Tabelle 3C 1,000 Zoll (2,54 cm) runder Stab in Zustand T
¹ Werkzeug wies Fehler vor dem Teilwachstum von 0,003 Zoll (0,076 cm) auf. Tabelle 3D 0,625 Zoll (1,6 cm) runder Stab in Zustand H
¹ Werkzeug wies Fehler vor dem Teilwachstum von 0,003 Zoll (0,076 cm) auf.
Die in den Tabellen 4A bis 4C aufgelisteten Ergebnisse wurden erhalten, indem anstelle des Standard-Formwerkzeugs Formwerkzeugeinsätze verwendet wurden. Tabelle 4A 0,625 Zoll (1,6 cm) runder Stab in Zustand A
¹ Werkzeug wies Fehler vor dem Teilwachstum von 0,003 Zoll (0,076 cm) auf. Tabelle 4B 0,625 Zoll (1,6 cm) runder Stab in Zustand T
¹ Werkzeug wies Fehler vor dem Teilwachstum von 0,003 Zoll (0,076 cm) auf. Tabelle 4C 0,625 Zoll (1,6 cm) runder Stab in Zustand H
¹ Werkzeug wies Fehler vor dem Teilwachstum von 0,003 Zoll (0,076 cm) auf.
*zur Illustration des Zustands H (erneut getempert) offenbart
Konisch geformte Muster zum Testen der Korrosion wurden aus den 0,625 Zoll (1,6 cm) runden Stäben des Beispiels 1 und der Charge A hergestellt. Die konischen Muster weisen einen Winkelscheitel von 60º auf und wurden auf einer 600-Gitter-Oberfläche anpoliert. Dreifach-Sets aus einigen dieser konisch geformten Muster wurden passiviert, indem sie in eine 5 Gew.-%-Lösung von Natriumhydroxid bei 160 bis 180ºF (71-82ºC) 30 Minuten lang getaucht und anschließend in Wasser gespült wurden. Die konisch geformten Muster wurden daraufhin in eine 20 Vol.-%-Lösung aus Salpetersäure (HNO&sub3;), die Natriumdichromat enthält, bei 120 bis 140ºF (49 bis 60ºC) 30 Minuten Lang getaucht und anschließend erneut in Wasser gespült. Schließlich wurden die konisch geformten Musterstücke erneut in eine 5 Gew.-%-Lösung von Natriumhydroxid bei 160 bis 180ºF (71 bis 82ºC) 30 Minuten lang getaucht und in Wasser gespült. Die übrigen konischen Muster wurden nicht passiviert. Alle Muster wurden getestet, indem sie einer kontrollierten Umgebung mit einer relativen Feuchtigkeit von 95% bei 95ºF (35ºC) 200 Stunden lang ausgesetzt und anschließend auf Korrosionsspuren hin untersucht wurden.
In der nachfolgenden Tabelle 5A sind die Ergebnisse des Korrosionstests der passivierten konisch geformten Muster jeder Charge aufgelistet, einschließlich des eingesetzten Wärmebehandlungsprozesses (Prozess) und einer qualitativen Bewertung des Korrosionsgrads (Testergebnisse), denen Muster aus jedem Set unterzogen wurden. Die Tabelle 5B zeigt die Ergebnisse, die für die nicht passivierten Muster erhalten wurden. Tabelle 5A (passiviert) Tabelle 5b (nicht passiviert)
Die in den Tabellen 3A bis 4C dargestellten Daten zeigen, dass Beispiel 1 der vorliegenden Legierung eine bessere Formwergzeug-Bearbeitbarkeit in Bezug auf die Chargen A und B im weichgeglühten Zustand und in Bezug auf die Charge A im Zustand mittlerer Härte zeigt (26-32 HRC). Diese bedeutende Verbesserung der Bearbeitbarkeit wird erzielt, ohne dass dabei in Bezug auf Härtefähigkeit Abstriche gemacht werden müssen, da, wie bereits zuvor erwähnt, Beispiel 1 eine gequenchte Härte von 38 HRC bereitstellte, wobei ein bekannter Wärmehärtungs- und Quenchvorgang eingesetzt wurde. Darüber hinaus zeigen die Daten in den Tabellen 5A und 5B, dass das Beispiel 1 eine Korrosionsbeständigkeit aufweist, die im Wesentlichen dieselbe wie jene der Charge A ist. Somit wird die Verbesserung der Formwerkzeug-Bearbeitbarkeit durch die vorliegende Legierung erhalten, ohne dass dabei Korrosionsbeständigkeit verloren geht.

Claims

1. Martensitische Edelstahllegierung, die eine einzigartige Kombination aus Formwerkzeug-Bearbeitbarkeit, Härteeigenschaften und Korrosionsbeständigkeit aufweist, wobei die Legierung folgende Zusammensetzung - in Gewichtsprozent - aufweist:

Gew.-%

Kohlenstoff 0,06 bis 0,10

Mangan max. 0,50

Silizium max. 0,40

Phosphor max. 0,060

Schwefel 0,15 bis 0,55

Chrom 12,00 bis 12,60

Nickel max. 0,25

Molybdän max. 0,10

Kupfer max. 0,50

Stickstoff max. 0,04

Selen 0 bis 0,10

Calcium 0 bis 0,01

wobei der Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen sind, worin Verunreinigungen von Co, V, Ti, Zr und Al auf max. 0,10%, max. 0,08%, max. 0,02%, max. 0,02% bzw. max. 0,02% (jeweils in Gew.-%) reguliert sind.

2. Martensitische Edelstahllegierung, die eine einzigartige Kombination aus Formwerkzeug-Bearbeitbarkeit, Härteeigenschaften und Korrosionsbeständigkeit aufweist, wobei die Legierung folgende Zusammensetzung - in Gewichtsprozent - aufweist: