DE69938617T2

DE69938617T2 - Stahl für Giessformen und Verfahren zur Herstellung

Info

Publication number: DE69938617T2
Application number: DE69938617T
Authority: DE
Inventors: Algirdas A. Arlington Heights Underys; Guy A. Chicago Brada
Original assignee: Finkl A and Sons Co
Current assignee: Finkl A and Sons Co
Priority date: 1998-04-23
Filing date: 1999-04-22
Publication date: 2009-06-10
Anticipated expiration: 2019-04-23
Also published as: EP0955388A1; DE69938617D1; CA2268623C; EP0955388B1; CA2268623A1; ATE393838T1; JP2000017384A; US6019938A; JP3238908B2

Description

Die Erfindung betrifft Stähle, insbesondere hochduktile, sehr saubere Stähle frei von Mikro-Zeilengefüge, welche insbesondere für die Verwendung in Verbindung mit Druckguss geeignet sind, insbesondere Druckguss von Gesenkblöcken und daraus hergestellten Gesenken sowie Verfahren zu deren Herstellung. Als Hauptanwendungsfall des Druckgusses wird dies in Verbindung mit den strengsten Anforderungen beim Druckguss, nämlich Aluminiumdruckguss, beschrieben.
HINTERGRUND DER ERFINDUNG
Aluminiumdruckguss erfordert Gesenke, welche sowohl eine hohe Festigkeit als auch exzellente Zähigkeit aufweisen, wobei letzteres Merkmal gleichermaßen auf die Verformbarkeit zutrifft. Wie dies allgemein bekannt ist, zeigen diese Eigenschaften oft die Neigung, sich gegeneinander auszuschließen, indem hohe Festigkeit allgemein mit der begleitenden hohen Härte üblicherweise von dem Abnehmen der Verformbarkeit begleitet ist und umgekehrt. Um diese beiden Eigenschaften in dem gleichen Stahl zu erhalten, werden folglich die Fähigkeiten des Stahlherstellers bis an die Grenze beansprucht, insbesondere im Hinblick auf die fortgesetzte und zunehmende Popularität des Aluminiumdruckgusses. Obwohl Zink- und Magnesiumdruckguss ebenfalls große Industrien sind, ist die Bereitstellung von Gesenken für diese beiden Verwendungen nicht so hohen Anforderungen ausgesetzt, wie bei der Aluminiumdruckgussindustrie, da von den drei gegossenen Metallen Aluminiumguss bei den höchsten Temperaturen erfolgt, welche im Bereich von 649°C (1200°F) liegen können, und dieses bei seinen Gusstemperaturen sehr viel reaktionsfähiger ist als entweder Magnesium oder Zink, wobei letzteres üblicherweise bei etwa 371°C (700°F) gegossen wird. Folglich hat sich in den letzten Jahren bei der Entwicklung von Stählen und von für Aluminiumdruckguss geeigneten Gesenken die Aufmerksamkeit konzentriert; tatsächlich war der wirtschaftliche Druck so groß, dass Stahlhersteller und Hersteller von Aluminiumdruckguss zusammengearbeitet haben, um Normen zu schaffen, welche gewährleisten, dass in konsistenter Weise akzeptable Leistungen erzielbar sind, derartige Normen einschließlich NADCA Recommended Procedures (for) H-13 Tool Steel, veröffentlicht 1997, North American Die-Casting Association, Rosemont, Illinois, USA, sind sehr zweckdienlich, um einen Grad von Normen und Standardisierung in der Industrie einzuführen. Es haben sich jedoch lediglich minimal angenommene Normen durchgesetzt und ein großes Gebiet der Verbesserung verbleibt verfügbar, um eine nahe dem Maximum liegende Leistung aus den inhärenten maximalen Fähigkeiten der Metalle und der verfügbaren Verarbeitungsparameter zu erreichen.
In diesem Zusammenhang ist der übliche Stahl der Wahl für den Aluminiumdruckguss eine AISI-Legierung, nämlich H-13, deren Zusammensetzung auf Seite 431 des Metals Handbook, 10th Edition, Band 1, beschrieben ist. Bestimmte Grundeigenschaften dieser konventionellen Güte sind auf den Seiten 441–444 der Literaturstelle beschrieben, wobei jedoch weder die AISI-Spezifikation noch die Grundeigenschaften die strengen Bedingungen erfüllen, welche im Folgenden für die vorliegende Erfindung beschrieben werden, welche sich mit den Druckgussanwendungen mit höchsten Anforderungen befasst, nämlich dem Aluminiumdruckguss.

Eine Abwandlung des konventionellen H-13 ist in ASTM A-681 Abschn. 6 beschrieben (d. h. H-13 geringfügig modifiziert für die Druckgussindustrie) und zwar wie folgt (die angegebenen Mengen sind in Gewichtsprozent angegeben, wie auch sämtliche Mengen, die in dieser Beschreibung angegeben werden):

C	0,37–0,42
Mn	0,20–0,50
P	0,025 max.
S	0,005 max.
Si	0,80–1,20
Cr	5,00–5,50
V	0,80–1,20
Mo	1,20–1,75
Fe	Rest, entweder allein oder mit Spurenelementen, wel
	che die Leistung des Stahls nicht nachteilig beeinflus
	sen.

Obwohl Stähle, die in dieser Zusammensetzung erschmolzen und in Übereinstimmung mit den oben erwähnten NADCA-Normen behandelt wurden, eine annehmbare Leistung ergeben, erlauben genannte Normen zulässige Grenzen für die Freiheit an Mikro-Zeilengefüge; das ist Bewertungsgrade vom Typ A, B, C und D an nicht-metallischen Einschlüssen. Zusätzlich erkennen genannte Normen, obwohl sie fordern, dass die Mikrostruktur des Stahls frei von exzessivem Zeilengefüge ist, nicht annehmbare Niveaus des Mikro-Zeilengefüges (d. h. mikrochemische Segregation) in dem Stahl an.
Das Ausschließen nicht-metallischer Einschlüsse ist erheblich vorzuziehen, da derartige Verbindungen in jeglicher Menge nicht wünschenswert sind, indem jeder Einschluss das Potential enthält, ein Beanspruchungssteigerer zu sein, welcher letztlich im Betrieb zum Versagen führen kann. Aus gleichem Grunde ist die Vermeidung von Mikro-Zeilengefüge sehr wünschenswert, da wiederum die Anwesenheit von Mikro-Zeilengefüge zu irgendeinem merklichen Maße das Potential inne hat, bei der Benutzung Risse auszulösen und fortzupflanzen. Obwohl es unmöglich sein kann, Mikro-Zeilengefüge (was häufig als Legierungsentmischung bezeichnet wird) vollständig zu vermeiden, ist eine Verteilung des Phänomens durch das gesamte Werkstück und ferner eine gleichmäßige Diffusion sehr wünschenswert.
Die NADCA-Normen erkennen die Wahrscheinlichkeit der Anwesenheit von Einschlüssen und Mikro-Zeilengefüge an, versuchen jedoch Grenzen quantitativ anzugeben, um eine gute Produktionsleistung zu gewährleisten. So wurden bezüglich von Einschlüssen die folgenden zusätzlichen Grenzen der Mikroreinheit für dünne und schwere Einschlüsse verbreitet.

EINSCHLÜSSE

TYP DÜNN SCHWER

A (Sulfide) 1,0 0,5

B (Aluminate) 1,5 1,0

C (Silikate) 1,0 1,0

D (globulare Oxide) 2,0 1,0
Hinsichtlich des Mikro-Zeilengefüges wurden acht Niveaus des Mikro-Zeilengefüges definiert, von denen sechs – A, B, C, D, E und F annehmbar sind und von denen G und H unannehmbar sind. Von den sechs annehmbaren Niveaus ist A die annehmbarste und F die am wenigstens annehmbare. Der Gesenkstahlhersteller und der Gesenkstahlverwender würden, obwohl Material vom Niveau oder F nicht zurückgewiesen wird, sehr das Material vorziehen, welches das Niveau B oder noch wünschenswerter das Niveau A hat. Es wurde jedoch festgestellt, dass die konventionelle H-13-Zusammensetung in seltensten Fällen eine Bewertung vom Niveau D und ausgesprochen selten eine Bewertung vom Niveau A erhält, selbst wenn sie durch ein Verfahren hergestellt wurde, das die Anwendung der in dem US-A-5,252,120 beschriebenen Prinzipien aufweist.
Folglich besteht ein Bedarf bei der Druckgussindustrie an einem Stahl hoher Festigkeit und großer Verformbarkeit, welcher im wesentlichen einschlussfrei und segregationsfrei ist, welcher die zur Zeit geltenden Industrienormen erfüllt und welcher zu einem Wettbewerbspreis industriellen Benutzern zur Verfügung gestellt werden kann.
Folglich ist ein erster Gesichtspunkt der Erfindung auf einen Legierungsstahl gemäß Anspruch 1 gerichtet. Bevorzugte Ausführungsformen sind in den Unteransprüchen 2 bis 6 beschrieben. Ein zweiter Gesichtspunkt der Erfindung ist auf ein Verfahren der Wärmebehandlung eines Legierungsstahls gemäß Anspruch 1 gerichtet. Bevorzugte Ausführungsformen sind in den Unteransprüchen 8 und 9 beschrieben.
Ein Druckgussstahl und ein Verfahren zur Herstellung eines derartigen Stahls, welcher durch hohe Verformbarkeit und hohe Festigkeit gekennzeichnet ist, im wesentlichen oder vollständig frei von Einschlüssen ist und in konsistenter Weise mindestens das Niveau B und bevorzugt das Niveau A hinsichtlich des Mikro-Zeilengefüges erfüllt, wie dies durch eine im großen Maße anerkannte Industrienorm definiert ist, wobei der Stahl und ein Werkzeug, wie ein Gesenkblock und/oder ein daraus hergestelltes Gesenk, etwa die folgende Zusammensetzung aufweisen:

C 0,33–0,39

Mn 0,30–0,50

P 0,025 max.

S 0,010 max.

Si 0,75–1,10

Ni 0,45 max.

Cr 4,75–5,25

Mo 2,70–3,00

V 0,24–0,30

Fe Rest, entweder allein oder mit Spurenelementen.
Bei einer bevorzugteren Form ist der Stahl und das Werkzeug das Erzeugnis eines doppelten Vakuumverfahrens und weist einen finalen Gasgehalt von N – 70 ppm oder weniger, 0–30 ppm oder weniger und H – etwa 1,0 ppm oder weniger auf.
Bei einer bevorzugten Ausführungsform hat der Stahl oder das Werkzeug, abgesehen davon, dass er/es die oben beschriebenen Eigenschaften aufweist, etwa die folgende Zusammensetzung:

C 0,33–0,39

Mn 0,30–0,50

P 0,020 max.

S 0,005 max.

Si 0,75–1,10

Ni 0,45 max.

Cr 4,75–5,25

Mo 2,70–3,00

V 0,24–0,30

Fe Rest, entweder allein oder mit Spurenelementen.
Diese bevorzugte Ausführungsform des Stahls ist bevorzugtes Erzeugnis eines doppelten Vakuumverfahrens und er weist einen finalen Gasgehalt an von N-70 ppm oder weniger, 0–30 ppm oder weniger und H- von etwa 1,0 ppm oder weniger auf.
Bei einer weiteren bevorzugten Ausführungsform hat der Stahl oder das Werkzeug, abgesehen von den oben beschriebenen Eigenschaften, die folgende spezi fische Zusammensetzung:

C 0,36

Mn 0,35

Si 0,90

Cr 5,00

Mo 2,85

V 0,25

Fe Rest, entweder allein oder mit Spurenelementen, wel

che die Leistung des Stahls nicht nachteilig beeinflus

sen.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
Bestimmte Gesichtspunkte der Erfindung werden unter Bezugnahme auf die Zeichnungen klargestellt und erweitert, in welchen
1 die hohe Festigkeit des erfindungsgemäßen Stahls als Funktion der Anlasstemperatur zeigt;
2 die vergrößerte Heißstreckfestigkeit des erfindungsgemäßen Stahls im Vergleich zu H-13 zeigt;
3 das vergrößerte Ansprechen auf das Anlassen des erfindungsgemäßen Stahls im Gegensatz zu H-13 zeigt, und
4 die oberen Niveaus der Annehmbarkeit von Mikro-Zeilengefüge einschließlich des höchsten Niveaus, nämlich Niveau A, zeigt, welche in konsistenter Weise erfindungsgemäß erreichbar sind, wobei diese Niveaus aus geätzten Abschnitten bei 50X nach dem Ätzen in Vilella-Ätzmittel 45 Sekunden lang bestehen.
BESCHREIBUNG DER SPEZIFISCHEN AUSFÜHRUNGSFORM
Zunächst Bezug nehmend auf den Gesichtspunkt der Zusammensetzung nach der Erfindung, ermöglicht es Kohlenstoff der Legierung die Festigkeit und Härte zu erreichen, die notwendig ist, dem Verschleiß und Wärmeermüdungsrissen in dem heißen Legierungssystem zu widerstehen. Der Kohlenstoff bildet ferner harte verschleißresistente Karbide, wenn er mit Chrom, Molybdän und Vanadium kombiniert wird. Der Bereich von 0,33 bis 0,39 Gewichtsprozent Kohlenstoff ist notwendig, um die gewünschte Festigkeits- und Härteeigenschaften zu erreichen. Ein höherer Kohlenstoffgehalt würde die Zähigkeit und den Risswiderstand der Legierung verringern und niedrigere Kohlenstoffgehalte würden nicht fähig sein, die Festigkeit zu erreichen, welche für die Anwendung bei Werkzeugstählen notwendig ist.
Mangan arbeitet als Deoxidationsmittel während des Feinens und zeigt die Neigung, sich mit irgendwelchem vorhandenen Schwefel zu kombinieren, um Mangansulfideinschlüsse (MnS) zu bilden. Diese Einschlüsse vom MnS-Typ sind gegenüber den Einschlüssen vom Sulfidtyp oder Schwefelfreiheit bevorzugt, da beide zur Versprödung und Heißbrüchigkeit während der Warmbearbeitung führen kann. Wegen der Natur des doppelten, weiter unten beschriebenen Vakuumverfahrens reicht Mangan im Bereich von 0,30 bis 0,50 Gewichtsprozent aus, um die bevorzugten Einschlüsse vom MnS-Typ zu bilden. Es ist jedoch bevorzugt, dass der Mangangehalt nicht größer als 0,45 ist, um konsistente Resultate zu erzielen.
Phosphor ist ein Verunreinigungselement, welches unter 0,025 Gewichtsprozent gehalten werden sollte, um Versprödungseffekte zu verringern, wobei die Grenze bevorzugt unter 0,020 Gewichtsprozent liegt.
Schwefel sollte bei oder unter 0,010 Gewichtsprozent gehalten werden, um eine gute Polierbarkeit des Gesenks zu gewährleisten und um irgendwelche nachteiligen Einflüsse auf die mechanischen Eigenschaften zu vermeiden. Eine bevorzugte Zusammensetzung von 0,005 Gewichtsprozent Maximum gewährleistet die minimale Wirkung des Schwefels auf die Zähigkeit des Gesenkstahls.
Silizium wirkt als Desoxidationsmittel während des Feinens und verbessert die Fließfähigkeit und Gießbarkeit des geschmolzenen Metalls. Im Bereich von 0,75 bis 1,10 Gewichtsprozent ist ausreichend Silizium vorhanden, um wirksam die Schmelze zu desoxidieren, während die Ferrite verstärkt werden und im geringeren Maße die Austenite verstärkt werden durch Verstärkung in fester Lösung. Silizium in diesem Bereich verbessert ferner den Oxidationswiderstand bei hohen Temperaturen dieses Cr-Mo-V-Stahls, was ein wünschenswertes Merkmal dieses Stahls bei der Verwendung als Formgesenk bei hohen Temperaturen ist.
Nickel wird der Stahlzusammensetzung nicht hinzugegeben, ist häufig jedoch als Restelement vorhanden. Die Zusammensetzung ist auf 0,45 Gewichtsprozent Maximum als zulässige Restmenge beschränkt. Da Nickel die Austenitgehalte stabilisiert, würde Nickel in Mengen über 0,45 weniger vorteilhafte wärmebehandelte Mikrostrukturen und Eigenschaften erzeugen.
Chrom kombiniert sich mit Kohlenstoff unter Bildung von harten verschleißfesten Chromkarbiden, welche die Lebensdauer der Werkzeugstahlgesenke verbessert und sollte im Bereich von 4,75 bis 5,25 vorhanden sein. Chrom in diesem Bereich liefert ferner einen zusätzlichen Oxidationswiderstand bei hohen Temperaturen und Festigkeit bei hohen Temperaturen. Chromgehalte höher als der angegebene Bereich würden die Zähigkeit der Stahllegierung verringern und Niveaus unter dem angegebenen Bereich würden zu einer unzureichenden Heißfestigkeit und Verschleißwiderstand führen.
Molybdän sollte in dem Bereich von 2,70 bis 3,00 vorhanden sein, um die Härtbarkeit der Werkzeugstahllegierung zu vergrößern, was zur Entwicklung von Eigenschaften durch größere Querschnitte führt. Molybdän, wie auch Chrom und Vanadium, ist ein guter Karbidbilder und verbessert folglich die Festigkeit bei hohen Temperaturen und den Verschleißwiderstand der Legierung.
Molybdän verzögert das Erweichen der Werkzeugstahllegierung bei den Betriebstemperaturen des Gesenks, was zu einem verbesserten Verschleißwiderstand und Langzeit-Warmrisswiderstand führt. Molybdän im angegebenen Bereich ist ferner notwendig, um die Festigkeit bei hoher Temperatur und die Verschleißeigenschaften zu entwickeln, welche für die Werkzeugstahlanwendungen notwendig sind.
Der Vanadiumbereich von 0,24 bis 0,30 ist optimal, um die günstige Kornverfeinerung und Karbidbildungswirkungen von Vanadium zu erreichen, ohne die Bildung massiver Primärkarbide. Die Bildung von Karbiden ist eine vorteilhafte Eigenschaft von Vanadium, da dies der Werkzeugstahllegierung den Verschleißwiderstand und die Hochtemperaturfestigkeit gibt. Wenn jedoch in Mengen größer als 0,30 Gewichtsprozent anwesend, bilden sich während der Erstarrung Primärkarbide, bei denen es sich gezeigt hat, dass sie die Zähigkeit und den Warmrisswiderstand der Legierung verringern. Bei der vorliegenden Legierung wird der verringerte Vanadiumgehalt durch einen vergrößerten Molybdängehalt ausgeglichen, um die Vorteile der Karbidbildung zu erreichen, während die nachteiligen primären Vanadiumkarbide minimiert werden. Diese ausgeglichene Kombination von Molybdän und Vanadium hat eine 60% höhere Schlagfestigkeit gegenüber anderen Legierungen gezeigt.
Der Stahl und das daraus hergestellte Werkzeug gemäß der vorliegenden Erfindung können nach einem doppelten Vakuumverfahren hergestellt werden. In diesem Verfahren wird eine Stahlschmelze, welche in der Größenordnung von etwa 66–71 Tonnen (65–70 tons) angenommen werden kann (obwohl keine bekannte Größenbegrenzung besteht), bevorzugt in einem Elektroofen unter Anwendung eines zweistufigen Verfahrens erschmolzen. Die Schmelze wird in einen zweckdienlichen Behälter, üblicherweise eine Gießpfanne, abgestochen und einer ersten Vakuumbehandlung unterzogen, die aus dem gleichmäßigen Aussetzen an ein Vakuum, welches ausreichend niedrig ist, um schädliche Gase effektiv zu ent fernen, und dem aufwärts Durchleiten eines Spülmittels, wie beispielsweise Argongas, besteht, welches wirksam ist, um Teile der Schmelze, die von der Oberfläche entfernt liegen, zur Oberfläche zu bringen, wo die eingeschlossenen schädlichen Gase H, N und O dem Vakuum ausgesetzt und durch dieses entfernt werden. Während eines Teils oder dem gesamten Aussetzen der Schmelze dem Vakuum wird die Schmelze dem Erhitzen und anderen Verarbeitungswirkungen eines elektrischen Heizlichtbogens, bevorzugt eines Wechselstromlichtbogens, ausgesetzt. Spezifische Verarbeitungsschritte einschließlich Sequenzen, Zeiten, Temperaturen und Endwerte können in den U.S. Patent 3,589,289 gefunden werden.
Anschließend an das Aussetzen an das oben beschriebene erste Vakuumverfahren wird der Stahl in eine Blockform abgestochen und zum Erstarren gebracht.
Nach Abstreifen aus der Blockgussform und Konditionierung in der notwendigen Weise wird ein Wellenstumpf an ein Ende des Blockes angeschweißt und der konditionierte Block dadurch in eine Vakuum-Lichtbogenabschmelzelektrode umgewandelt.
Die VAR-Elektrode wird dann unter Vakuum-Lichtbogen in eine wassergekühlte Kupferform in einer Vakuum-Wiederschmelzstation erneut geschmolzen, wobei übliche Betriebszeiten und andere Parameter verwendet werden, welche beispielsweise ein absolutes Vakuum in der Größenordnung von etwa 10–20 Mikron Hg und Gleichstrom einschließen. Anschließend an das VAR-Verfahren wird das Material in Stangenformen geschmiedet, welche anschließend angelassen werden, um die endgültige gewünschte Härte von 235 BHN max. zu erreichen. Die angelassenen Stangenformen werden grob spanabhebend bearbeitet, um Entkohlung an der Oberfläche zu entfernen und untersucht.
Danach werden die folgenden weiteren konventionellen Verfahren durchgeführt, wie beispielsweise grobe spanbearbeitende Bearbeitung und Aufteilung in kleine Stücke, wie beispielsweise Gesenkblöcke für Aluminium oder andere Druckgussverfahren oder sogar in halbfertige Gesenke, wobei die erhaltenen Werkstücke einer Wärmebehandlung zum Härten durch das folgende Verfahren und Variation desselben unterzogen werden können, wobei diese Verfahren ähnlich zu den Verfahren sein können, die in der oben genannten NADCA-Veröffentlichung beschrieben sind. Beispielsweise kann die folgende Sequenz von Schritten durchgeführt werden.

1. Das Werkstück wird in einem kalten Ofen geladen und mit einer 204°C (400°F) pro Stunde nicht überschreitenden Geschwindigkeit erhitzt.
2. Das Werkstück wird auf zwischen 538°C (1000°F) und 677°C (1250°F) Ofentemperatur erhitzt und gehalten, bis die Temperatur der Oberfläche des Werkstücks weniger als 93°C (200°F) heißer ist als die Temperatur in der Mitte. Die Oberflächentemperatur und Mittentemperaturen können durch entsprechend angeordnete Thermoelemente bestimmt werden.
3. Danach wird das Werkstück auf 843 ± 28°C (1550 ± 50°F) erhitzt und gehalten, bis die Temperatur an der Oberfläche weniger als 93°C (200°F) heißer ist als die Temperatur in der Mitte.
4. Danach wird das Werkstück schnell von 843°C (1550°F) auf 1029 ± 5,6°C (1885 ± 10°F) erhitzt.
5. Die Durchwärmzeit sollte 30 Minuten betragen, nachdem die Temperatur an der Oberfläche weniger als 14°C (25°F) heißer ist als die Temperatur in der Mitte oder 90 Minuten Maximum, nachdem die Temperatur der Oberfläche 1029°C (1885°F) erreicht, was auch immer als erstes auftreten sollte.
6. Danach wird das Werkstück so schnell wie möglich auf 454°C (850°F), gemessen an der Oberfläche, abgeschreckt. Eine Druckgasabschreckung kann verwendet werden, obwohl ein Abschrecken in Wasser bevorzugt ist. Die minimale Abschreckgeschwindigkeit sollte 28°C/Minute (50°F/Minute) zwischen 1029°C (1885°F) und 538°C (1000°F), gemessen an der Oberfläche, betragen, wobei jedoch die Oberflächentemperatur in weniger als 18 Minuten 538°C (1000°F) erreichen sollte. Bei Gesenken mit maßgeblichen Querschnitten größer als etwa 30,5 cm (12 Zoll) kann es möglicherweise nicht möglich sein, die empfohlene Abschreckgeschwindigkeit mit der gesamten Anlagenausstattung zu erreichen.
7. Falls der Unterschied zwischen der Oberflächentemperatur und der Temperatur in der Mitte größer ist als 93°C (200°F), wenn die Oberflächentemperatur 454°C (850°F) – 399°C (750°F) in diesem Bereich erreicht, kann das Abschrecken für eine zweckdienliche Zeit unterbrochen werden, wie beispielsweise 15 Minuten, jedoch nicht länger als 30 Minuten, und danach sollte ein schnelles Abschrecken wieder aufgenommen werden, bis die Oberflächentemperatur 149°C (300°F) erreicht.
8. Das Werkstück muss dann abgekühlt werden, bis die Temperatur in der Mitte 66°C (150°F) erreicht.
9. Nachdem sollte ein Minimum von zwei Anlasszyklen durchgeführt werden, wobei das Werkstück zwischen den Anlasszyklen auf Umgebungstemperatur abgekühlt wird.
10. Die fertigen Gesenke sollten bei 28°C (50°F) unter der höchsten Anlasstemperatur spannungsangelassen werden.

Zusätzlich zu Obenstehendem können, falls als zweckdienlich angenommen, zusätzliche Vorheizschritte durchgeführt werden. Ferner sollten die Anlass- und Spannungsanlasszyklen bei 20 Minuten pro 2,54 cm (ein Zoll) an Dicke auf der Basis des Ofenthermoelements gehalten werden. Ferner sollte die Haltezeit, nachdem der Ofen den Einstellpunkt erreicht, zwei Stunden Minimum oder zwei Stunden-Minimum, nachdem die Kerntemperatur die Anlasstemperatur erreicht hat, betragen.
Der bevorzugte Härtebereich sollte 42 bis 50 HRC betragen. Das Unterende des Bereichs ist für Gesenke geeignet, bei welchen grobe Risse bedacht werden müssen und das hohe Ende des Bereichs wird für einen verbesserten Warmrisswiderstand empfohlen.
Falls das Werkstück anschließend spanabhebend bearbeitet oder wärmebehandelt wird, kann es von Spannungen entlastet werden, indem es in einen kühlen Ofen, d. h. weniger als 260°C (500°F), eingesetzt auf 566°C (1050°F) bis 677°C (1250°F) 20 Minuten lang für je 2,54 cm (ein Zoll) Dickenquerschnitt erhitzt. Dann sollte das Werkstück mindestens eine 1/2 Stunde lang pro 2,54 cm (ein Zoll) Dickenquerschnitt oder einem Minimum von zwei Stunden gehalten werden, wenn der Ofen die Betriebstemperatur erreicht hat.
Einfache Formen können herausgenommen und in Luft gekühlt werden.
Komplexe Formen sollten im Ofen auf 427°C (800°F) vor dem Abkühlen in Luft abgekühlt werden.
Ein Anlassen kann durchgeführt werden, falls das Werkstück bei der Benutzung falsch gehärtet oder falsch erweicht wurde.

Claims

Stahllegierung mit der folgenden Zusammensetzung: C 0,33–0,39 Mn 0,30–0,50 P 0,025 max. S 0,010 max. Si 0,75–1,10 max. Ni 0,45 max. Cr 4,75–5,25 Mo 2,70–3,00 V 0,24–0,30 Fe Rest entweder allein oder in Anwesenheit von Spurenelementen N 70 ppm max. O 30 ppm max. H etwa 1 ppm max.,

wobei die Zusammensetzung im wesentlichen frei von nichtmetallischen Einschlüssen ist und konsistent in die mikro-chemische Segregationsakzeptanzkategorien A–B der NADCA-empfohlenen Prozeduren für H-13 Werkzeugstahl fällt.
Stahllegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl das Produkt eines doppelten Vakuumverfahrens ist, das doppelte Vakuumverfahren die Schritte der Herstellung einer Schmelze der Stahllegierung in einer Schmelzeinheit und anschließendes Aussetzen der Schmelze einem ersten Vakuumverfahren einschließt, welches das gleichzeitige Aussetzen an ein ausreichend niedriges Vakuum, um wirksam die schädlichen Gase zu entfernen und das nach oben gerichtete Durchlassen eines Spülmittels umfasst, welches arbeitet, um Teile der Schmelze, die von der Oberfläche entfernt sind, zur Oberfläche zu bringen, wo durch erhebliche Mengen eingeschlossener schädlicher Gase durch das Vakuum entfernt werden können und ferner während eines Teils oder dem gesamten Aussetzen der Schmelze an das oben erwähnte Vakuum zusätzliches Aussetzen der Schmelze einem Heizlichtbogen und danach im Anschluss an die Erstarrung Wiedererschmelzen des erstarrten Stahls in einem Vakuumlichtbogen-Wiederschmelzofen, bis die oben erwähnten Gasgehalte erreicht sind.
Stahllegierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass Mn 0,30–0,45 P 0,020 max. S 0,005 max.
Erzeugnis verwendend eine Stahllegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, mit hoher Festigkeit, exzellenter Zähigkeit und minimaler mikro-chemischer Segregation.
Druckgussgesenk, hergestellt unter Verwendung einer Stahllegierung nach Anspruch 1 oder Anspruch 3, mit hoher Festigkeit, exzellenter Zähigkeit und minimaler mikro-chemischer Segregation, wobei die mikro-chemische Segregation, falls vorhanden, im wesentlichen gleichmäßig durch das Gesenk verteilt ist.
Gesenk nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Gesenk ein Aluminiumdruckgussgesenk ist.
Verfahren zur Wärmebehandlung eines Legierungsstahls nach Anspruch 1 zur Erzielung hoher Festigkeit, exzellenter Zähigkeit, umfassend die folgenden Verfahrensschritte: Erwärmen des Stahls mit einer nicht 204°C pro Stunde übersteigenden Geschwindigkeit bis zum Erreichen von 538°C bis 677°C, Halten in dem Bereich, bis die Temperatur der Oberfläche weniger als 93°C heißer als die Temperatur im Zentrum ist, Erhitzen auf 843°C ± 28°C, bis die Temperatur der Oberfläche weniger als 93°C heißer als die Temperatur im Zentrum ist, schnelles Erhitzen auf 1029 ± 5,6°C, Durchwärmen, schnelles Abschrecken auf 149°C an der Oberflä che, Abkühlen, bis die Temperatur im Zentrum etwa 66°C erreicht, mindestens zwei Mal Anlassen mit Abkühlen auf Umgebungstemperatur zwischen den Zyklen und spannungsfrei Anlassen bei mindestens 28°C über der höchsten Anlasstemperatur.
Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass während des Abschreckens und falls der Unterschied zwischen Oberflächen- und Zentrumstemperatur größer als 93°C ist, wenn die Oberflächentemperatur den Bereich zwischen 454°C und 399°C erreicht, Unterbrechen des Abschreckens für zwischen 15–30 Minuten, woran sich ein Fortsetzen des schnellen Abschreckens anschließt.
Verfahren nach Anspruch 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, dass das Abschrecken ein Abschrecken in Wasser ist.