EP0136433A1 - Austenitischer Manganhartstahl und Verfahren zum Herstellen desselben - Google Patents

Austenitischer Manganhartstahl und Verfahren zum Herstellen desselben Download PDF

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EP0136433A1 EP84108536A EP84108536A EP0136433A1 EP 0136433 A1 EP0136433 A1 EP 0136433A1 EP 84108536 A EP84108536 A EP 84108536A EP 84108536 A EP84108536 A EP 84108536A EP 0136433 A1 EP0136433 A1 EP 0136433A1
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese

Definitions

  • Such high manganese steel is characterized by a very high hardness and above all by its strengthening ability during cold forming; it can harden after use due to impact, impact, abrasive or pressure loads.
  • the stress results in a martensitic structural transformation in a surface layer, whereby the hardness in this layer increases from 200 HB to over 500 HB.
  • the hard surface layer is removed by abrasive stress, but at the same time it is constantly re-formed by the same stress.
  • the material below the surface layer has very good toughness and deformability. Austenitic manganese steels can therefore withstand large impact loads.
  • the area of application is therefore tools for mining, the processing of minerals, bulletproof dance plates or steel helmets etc.
  • the invention is based on an austenitic manganese high-carbon steel, as described, for example, in the DIN with the material no. 1st 3401 is described.
  • the alloy contents are in% by weight: C approx. 1.25, Mn 11 to 14, Cr to 2.5, Ni to 2 to stabilize the austenite, Mo to 2.5 to prevent coarse carbide deposits, the ratio the carbon content to the manganese content must be between 1: 8 and 1:14; that is, the manganese must match the carbon content on the one hand are sufficient for an austenitic structure and, on the other hand, must not stabilize the austenite so strongly that the hardening capacity suffers from cold working.
  • the object of the invention is to provide an austenitic manganese steel which can be hardened by cold working and which is fine-grained and deformable as uniformly as possible over the entire cross section without the disadvantages of the known measures.
  • the elongation at break should be at least 20% and the other mechanical properties should not deteriorate.
  • the vanadium and boron content are essential to the invention, the latter surprisingly not causing any deterioration in the mechanical properties.
  • Carbide-forming microalloying elements such as Ti, Zr, Nb are only used selectively and have no influence on grain refinement. Titanium binds any nitrogen present and prevents the formation of unwanted aluminum nitrides.
  • the boron has a grain-refining effect and slows down the excretion of grain boundary carbides, which has a favorable influence on the mechanical properties and - due to the shorter diffusion paths - the times required for heat treatments are reduced.
  • the aluminum content of the steel mentioned is expedient to ensure the safety of complete deoxidation necessary before the addition of boron.
  • the microalloy additives being added after the insert has melted in the electric furnace or in the ladle and the casting is subjected to a heat treatment after removal from the mold
  • the vanadium is preferably introduced into the melt in the electric furnace at the end of the refining period and feeding the boron to the melt in the ladle after deoxidation; but it is also possible to add both the boron and the vanadium only in the ladle;
  • the heat treatment preferably includes annealing at a temperature of 1050 to 1150 ° C and rapid cooling.
  • the melt Before deoxidation and setting the desired tapping temperature in the range 1450-1620 ° C, the melt is covered with a calcareous slag to keep a casting temperature in the tundish 1420-1520 0 C.
  • the heat treatment of the block castings or molded castings mentioned is expedient for balancing the mechanical properties over the entire cross section of the casting.
  • a water bath and / or cooling by flowing air, if appropriate after a first slower cooling step, are suitable for the cooling of the castings mentioned.
  • Pan A received an alloy addition of 2 kg of an alloy containing zircon and vanadium in a ratio of 1: 1 (zirconium and vanadium content each 0.1% by weight),
  • Pan B an addition of this alloy in the amount of 4 kg (zirconium and vanadium content each 0.2 wt .-%) and
  • Pan C added 100 g of vanadium (in the form of ferrovanadium) and 100 g of boron (in the form of ferrobor). (Vanadium and boron content each 0.01% by weight).
  • Crushing jaws with a wall thickness of 120 mm were cast from the metal of pans A to C, which also had a casting temperature of 1480 ° C, as is required for crushers to process ores.
  • the cooled castings were removed from the mold and annealed for two hours at a temperature of 1110 ° C. After removal from the oven, the crushing jaws were quickly cooled in a water bath.
  • Test pieces were taken from the castings of pans A to C at the edge and in the middle and their tensile strength and elongation at break were determined. The following values were obtained: One can see the superiority of the samples from pan C with the composition according to the invention both in terms of the absolutely higher values of tensile strength and in particular the elongation at break at all points of the bars, but especially in the middle thereof, and also the greater uniformity over the cross section.
  • Test pieces were taken from the inside and from the edge zone, which had an almost uniformly small grain, regardless of the location of the sampling.
  • the elongation at break and the tensile strength of the sample material were determined, which were 53 t 1% and 810 ⁇ 10 N / mm2 in all cases.

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Abstract

Es wird ein austenitischer Manganhartstahl beschrieben mit folgenden Legierungsgehalten in Gew.-%: <IMAGE> wobei das Verhältnis des Kohlenstoffgehaltes zum Mangangehalt 1 zu 8 bis 1 zu 14 beträgt und der Rest aus Eisen, Verunreinigungen und folgenden Mikrolegierungszusätzen in Gew.-% besteht: 0,005 bis 0,05, vorzugsweise bis 0,03 V 0.008 bis 0,02 B, wobei die angeführte Obergrenze des vanadiumgehaltes sowohl für die Summe von V und B als auch als Obergrenze für einen allenfalls vorhandenen Gehalt an Titan als zusätzliches Mikrolegierungselement gilt. Der beschriebene Stahl hat außerdem vorzugsweise einen Aluminiumgehalt von 0,02 bis 0,09 Gew.-%. Der Vanadium- und insbesondere der Borgehalt bewirken eine Kornfeinung über den gesamten Querschnitt auch großer Gußstücke aus dem Manganhartstahl und gewährleisten dessen Kaltverformungsfähigkeit und Verfestigungsfähigkeit bei der Kaltverformung.

Description

  • Die Erfindung betrifft einen austenitischen Manganhartstahl mit folgenden Legierungsgehalten in Gew.-% :
    • 0,8 bis 1,8 C
    • 6,0 bis 18,0 Mn
    • 0 bis 3,0 Cr
    • 0 bis 2,0 Ni
    • 0 bis 2,5 Mo
    • 0 bis 1,0 Si,

    wobei das Verhältnis des Kohlenstoffgehaltes zum Mangangehalt 1 zu 8 bis 1 zu 14 beträgt und der Rest aus Eisen, Verunreinigungen., Desoxidationszusätzen und Mikrolegierungszusätzen, z.B. Bor, besteht.
  • Ein solcher Manganhartstahl zeichnet sich durch eine sehr große Härte und vor allem durch seine Verfestigungsfähigkeit bei der Kaltverformung aus; er kann im Einsatz infolge schlagender, stoßender, abrasiver oder Druckbeanspruchung nachhärten. Die Beanspruchung hat eine martensitische Gefügeumwandlung in einer Oberflächenschicht zur Folger, wobei die Härte in dieser Schicht von 200 HB auf über 500 HB ansteigt. Die harte Oberflächenschicht wird zwar durch abrasive Beanspruchung abgetragen, gleichzeitig aber durch dieselbe Beanspruchung ständig neu gebildet. Dabei hat der unterhalb der Oberflächenschicht befindliche Werkstoff eine sehr gute Zähigkeit und Verformungsfähigkeit. Austenitische Manganhartstähle können daher großen Schlagbeanspruchungen standhalten. Das Einsatzgebiet sind demnach Werkzeuge für den Bergbau, die Aufbereitung von Mineralien, beschußsichere Tanzerplatten oder Stahlhelme usw.
  • Notwendig für die günstigen mechanischen Eigenschaften, insbesondere für die Verformungsfähigkeit des unter der harten Oberflächenschicht befindlichen Werkstoffes, ist jedoch eine hohe Feinkörnigkeit. Besonders im Inneren größerer Gußstücke ist diese Feinkörnigkeit nur schwer zu erreichen. Solche Gußstücke haben im Querschnitt sehr verschiedene Korngrößen; an eine feinkörnige Randzone schließt eine sehr grobkörnige stengelkristalline Schicht an, auf welche eine grobe globularkristalline Innenzone folgt. Selbst durch Schmieden des Gußstückes können die Kornunterschiede nicht völlig ausgeglichen werden; bei Formgußstücken ist der Ausgleich besonders schwierig. Die Dehnung und Kerbschlagzähigkeit ist auch bei genauer Einhaltung der Legierungszusammensetzung nicht in allen Fällen ausreichend.
  • Es ist bekannt, das Blockguß- oder Formgußstück zur Kornfeinung einer Wärmebehandlung zu unterwerfen, die aus einem ersten vielstündigen Glühen bei 500 bis 600°C zur Umwandlung von Austenit in Perlit, sowie aus einem zweiten Glühvorgang zur Rückumwandlung in Austenit bei 970 bis 1110°C besteht. Die Wirkung ist trotz der Aufwendigkeit des Verfahrens unsicher.
  • Es ist ferner bekannt, die Schmelze bei einer sehr niedrigen, nahe am Schmelzpunkt befindlichen Gießtemperatur abzugießen. Durch die niedrige Gießtemperatur werden eine hohe Keimzahl und ein feineres Korn erreicht. Diese Arbeitsweise verursacht große Schwierigkeiten in der Gießpraxis und es sind nur einfache Formen möglich, weil die Schmelze entlegene Stellen oder Kanten der Gießform in flüssigem Zustand nicht völlig ausfüllt.
  • Es ist schließlich bekannt, Stahl zur Kornfeinung karbid-oder nitridbildende Elemente wie Ti, Zr, Nb, V, B und/oder N zuzusetzen, wobei als Mengen jeweils mindestens zwischen 0,1 und 0,2 Gew.-% gewählt wurden. Diese Mikrolegierungszusätze haben zwar eine Kornfeinung bewirkt, führten aber zu einem Abfall der Bruchdehnung und der Kerbschlagzähigkeit.
  • Die Erfindung geht aus von einem austenitischen Manganhartstahl, wie er z.B. in der DIN mit der Werkstoff-Nr. 1. 3401 beschrieben ist. Gemäß dieser Norm betragen die Legierungsgehalte in Gew.-%: C ca. 1,25, Mn 11 bis 14, Cr bis 2,5, Ni bis 2 zur Stabilisierung des Austenits, Mo bis 2,5 zum Verhindern grober Karbidausscheidungen, Das Verhältnis des Kohlenstoffgehaltes zum Mangangehalt muß dabei zwischen 1:8 und 1:14 liegen; d.h., das Mangan muß - abgestimmt auf den Kohlenstoffgehalteinerseits für ein austenitisches Gefüge ausreichen und darf andererseits den Austenit nicht so stark stabilisieren, daß die Verfestigungsfähigkeit durch Kaltverformung leidet.
  • Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen durch Kaltverformung verfestigungsfähigen austenitischen Manganhartstahl bereitzustellen, der ohne die Nachteile der bekannten Maßnahmen über den gesamten Querschnitt möglichst gleichmäßig feinkörnig und verformungsfähig ist. Die Bruchdehnung soll mindestens 20% betragen und die übrigen mechanischen Eigenschaften sollen sich nicht verschlechtern.
  • Diese Aufgabe wird bei einem Stahl der eingangs genannten Art gelöst durch folgende Gehalte an Mikrolegierungselementen in Gew.-% :
    • 0,005 bis 0,05, vorzugsweise bis 0,03 V
    • 0,008 bis 0,02 B,

    wobei die angeführte Obergrenze des Vanadiumgehaltes sowohl für die Summe von V und B als auch als Obergrenze für einen allenfalls vorhandenen Gehalt an Titan als zusätzliches Mikrolegierungselement gilt und wobei vorzugsweise ein Aluminiumgehalt von 0,02 bis 0,09 Gew.-% (als nach der Desoxidation im Stahl verbleibender Gehalt) vorgesehen ist.
  • Erfindungswesentlich sind der Vanadium- und der Borgehalt, wobei letzterer überraschenderweise keine Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften bewirkt.
  • Karbidbildende Mikrolegierungselemente wie Ti, Zr, Nb finden nur wahlweise Anwendung und haben auf die Kornfeinung keinen Einfluß.. Titan bindet eventuell vorhandenen Stickstoff und verhindert die Bildung unerwünschter Al-Nitride.
  • Das Bor wirkt kornfeinend und bremst die Ausscheidung vom Korngrenzenkarbiden, wodurch die mechanischen Eigenschaften günstig beeinflußt und - wegen der kürzeren Diffusionswege - die bei Wärmebehandlungen erforderlichen Zeiten verringert werden..
  • Der erwähnte Aluminiumgehalt des Stahls ist zweckmäßige um die vor der Borzugabe nötige Sicherheit einer vollständigen Desoxidation zu gewährleisten.
  • Bei der Herstellung des erfindungsgemäßen austenitischen Manganhartstahls, wobei die Mikrolegierungszusätze nach dem Erschmelzen des Einsatzes im Elektroofen bzw. in der Gießpfanne zugegeben werden und das Gußstück nach dem Entformen einer Wärmebehandlung unterworfen wird, wird vorzugsweise das Vanadium in die im Elektroofen befindliche Schmelze am Ende der Feinungsperiode und das Bor der in der Gießpfanne befindlichen Schmelze nach der Desoxidation zugeführt; es ist aber auch möglich, sowohl das Bor als auch das Vanadium erst in der Gießpfanne zuzugeben; die Wärmebehandlung umfaßt vorzugsweise ein Glühen bei einer Temperatur von 1050 bis 1150ο C und eine rasche Abkühlung.
  • Vor der Desoxidation und der Einstellung der gewünschten Abstichtemperatur im Bereich zwischen 1450 und 1620°C wird die Schmelze mit einer kalkhältigen Schlacke abgedeckt, um in der Gießpfanne eine Gießtemperatur zwischen 1420 und 15200C halten zu können. Die erwähnte Wärmebehandlung der Blockguß- oder Formgußstücke ist für den Ausgleich der mechanischen Eigenschaften über den gesamten Querschnitt des Gußs-tückes zweckmäßig. Für die erwähnte Kühlung der Gußstücke kommt ein Wasserbad und/oder die Kühlung durch strömende Luft, gegebenenfalls nach einem ersten langsameren Abkühlungsschritt in Frage.
  • Die Erfindung wird an Hand von Ausführungsbeispielen und Vergleichsbeispielen näher erläutert:
    • Beispiel 1:
  • In einem Lichtbogenofen wurden 3000 kg Manganhartstahl mit folgender Zusammensetzung erschmolzen:
    • 1,25 Gew.-% Kohlenstoff, 13 Gew.-% Mangan, 0,5 Gew.-% Chrom, 0,4Gew.-% Nickel, 0,4 Gew.-% Molybdän. Die Schmelze wurde mit einer Schlacke aus Kalkstein mit einem Zusatz von Kalziumfluorid abgedeckt und nach Einstellung einer Abstichtemperatur von 158C°C eine Desoxidation mit Aluminium vorgenommen. Die Schmelzenmenge wurde beim Abstion zu gieicnen reiψentaoy drei gleichartige Gießpfannen aufgeteilt. In den drei Gießpfannen, wo identische Verhältnisse herrschten, wurden verschiedene Mikrolegierungszusätze zugegeben.
  • Pfanne A erhielt einen Legierungszusatz von 2 kg einer Zirkon und Vanadium im Verhältnis 1:1 enthaltenden Legierung (Zirkon- und Vanadiumgehalt je 0,1 Gew.-%),
  • Pfanne B einen Zusatz dieser Legierung in der Menge von 4 kg (Zirkon- und Vanadiumgehalt je 0,2 Gew.-%) und
  • Pfanne C einen Zusatz von 100 g Vanadium (in Form von Ferrovanadium) und von 100 g Bor (in Form von Ferrobor). (Vanadium- und Borgehalt je 0,01 Gew.-%).
  • Aus dem Metall der Pfannen A bis C, in denen gleichermaßen eine Gießtemperatur von 1480°C herrschte, wurden Brechbacken mit einer Wanddicke von 120 mm gegossen, wie sie für Brecher zur Aufbereitung von Erzen benötigt werden. Die abgekühlten Gußstücke wurden entformt und zwei Stunden bei einer Temperatur von 1110οC geglüht. Nach der Entnahme aus dem Ofen wurden die Brechbacken im Wasserbad rasch abgekühlt.
  • Aus den Gußstücken der Pfannen A bis C wurden am Rand und in der Mitte Probestücke genommen und deren Zugfestigkeit und Bruchdehnung bestimmt.. Dabei wurden folgende Werte erhalten:
    Figure imgb0001
    Man sieht die Überlegenheit der Proben aus der Pfanne C mit der erfindungsgemäßen Zusammensetzung sowohl was die absolut höheren Werte der Zugfestigkeit und insbesondere der Bruchdehnung an allen Stellen der Stäbe, besonders jedoch in deren Mitte, als auch die größere Gleichmäßigkeit über den Querschnitt betrifft.
    • Beispiel 2:
  • In einem Lichtbogenofen wurden 7 t Manganhartstahl mit folgender Zusammensetzung erschmolzen:
    • 1,18 Gew.-% Kohlenstoff, 13,1 Gew.-% Mangan, 0,25 Gew.-% Chrom, 0,1 % Nickel, 0,05 % Molybdän, 0,52 Gew.-% Silizium, 0.033 Gew.-% Phosphor, 0,008 Gew.-% Vanadium und Spuren erschmelzungsbedingter Verunreinigungen. Der Vanadiumgehalt war durch Zusetzen von Ferrovanadium am Ende der Feinungsperiode eingestellt worden. Nach Abdecken der Schmelze mit einer Schlacke ähnlich Beispiel 1 wurde eine Abstichtemperatur von 1540°C eingestellt und eine Desoxidation mit Aluminium durchgeführt. Nach dem darauf folgenden Abstich in die Gießpfanne wurde dort durch Zugabe von Ferrobor ein Borgehalt von 0,015 Gew.-% eingestellt. Bei einer Gießtemperatur von 1470°C wurde daraufhin die Schmelze in eine Sandgußform eingegossen. Das Gußstück in Form eines Brechkegels wurde erkalten gelassen, aus dem Sand genommen und geputzt. Hierauf wurde es in einem Glühofen eingebracht, erhitzt und dort4 Stunden bei einer Temperatur von 1100°C geglüht. Nach dem Glühen folgte eine rasche Abkühlung im Wasser, unterbrochen durch mehrmaliges Herausziehen und kurzes Verweilen in der Umgebungsluft.
  • Nach dem Abkühlen war das Aussehen des Gußstückes einwandfrei. Es wurden Probestücke aus dem Inneren und aus der Randzone entnommen, die ein nahezu gleichmäßig kleines Korn aufwiesen, unabhängig von der Stelle der Probenahme. Es wurden die Bruchdehnung und die Zugfestigkeit des Probenmaterials festgestellt, die in allen Fällen bei 53 t 1 % bzw. bei 810 ± 10 N/mm2 lagen.
  • Beispiel 3 (Vergleichsbeispiel):
    • Es wurde gleich wie in Beispiel 2 Manganhartstahl, jedoch ohne den Gehalt an Vanadium und Bor, hergestellt und in derselben Weise ein gleiches Gußstück in Form eines Brechkegels gegossen. Nach gleichem Abkühl- und Wärmebehandlungsvorgang wie in Beispiel 2 wurde das erhaltene Gußstück geprüft. Es zeigte Risse, die durch Reparaturschweißen geschlossen werden mußten. Die metallographische Untersuchung ergab eine sehr ungleichmäßige Verteilung von Korngröße und Kornform über den Querschnitt. Auf eine sehr dünne feinkristalline Außenschicht folgte eine sehr breite Zone sehr grober, stengelförmiger Kristalliten und eine ziemlich grobe, globularkristalline Innenzone. Die Bruchdehnung in der Zone stengelförmiger Kristalliten lag - je nach der Richtung der Zugbeanspruchung - zwischen 12 und 19 %. Die Zugfestigkeit betrug in dieser Zone zwischen 578 und 653 N/mm2.

Claims (2)

1. Austenitischer Manganhartstahl mit folgenden Legierungsgehalten in Gew.-%
0,8 bis 1,8 C
6,0 bis 18,0 Mn
0 bis 3,0 Cr
0 bis 2,0 Ni
0 bis 2,5 Mo
0 bis 1,0 Si

wobei das Verhältnis des Kohlenstoffgehaltes zum Mangangehalt 1 zu 8 bis 1 zu 14 beträgt und der Rest aus Eisen, Verunreinigungen, Desoxidationszusätzen und Mikrolegierungszusätzen, z.B. B besteht, gekenn- zeichnet durch folgende Gehalte an Mikrolegierungselementen in Gew.-%:
0,005 bis 0,05, vorzugsweise bis 0,03 V,
0,008 bis 0,02 B,

wobei die angeführte Obergrenze des Vanadiumgehaltes sowohl für die Summe von V und B als auch als Obergrenze für einen allenfalls vorhandenen Gehalt an Titan als zusätzliches Mikrolegierungselement gilt und wobei vorzugsweise ein Aluminiumgehalt von 0,02 bis 0,09 Gew.-% vorgesehen ist.
2. Verfahren zur Herstellung des austenitischen Manganhartstahles nach Anspruch 1, wobei die Mikrolegierungszusätze nach dem Erschmelzen des Einsatzes im Elektroofen bzw.in der Gießpfanne zugegeben werden und das Gußstück nach dem Entformen einer Wärmebehandlung unterworfen wird, dadurch gekennzeich- net , daß das Vanadium vorzugsweise in die im Elektroofen befindliche Schmelze am Ende der Feinungsperiode und das Bor der in der Gießpfanne befindlichen Schmelze nach deren Desoxidation zugeführt wird und die Wärmebehandlung ein Glühen bei einer Temperatur von 1050 bis 1150°0 und eine rasche Abkühlung umfaßt.
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