EP1213363A1 - Verfahren zur Erzeugung verschleissbeständiger Randschichten an ausscheidungshärtbaren Werkstoffen - Google Patents

Verfahren zur Erzeugung verschleissbeständiger Randschichten an ausscheidungshärtbaren Werkstoffen Download PDF

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EP1213363A1
EP1213363A1 EP00126449A EP00126449A EP1213363A1 EP 1213363 A1 EP1213363 A1 EP 1213363A1 EP 00126449 A EP00126449 A EP 00126449A EP 00126449 A EP00126449 A EP 00126449A EP 1213363 A1 EP1213363 A1 EP 1213363A1
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EP
European Patent Office
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heat treatment
temperature
spa
short
component
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Berndt Brenner
Frank Tietz
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Fraunhofer Gesellschaft zur Foerderung der Angewandten Forschung eV
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Priority to EP00126449A priority patent/EP1213363B1/de
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    • Y10S148/00—Metal treatment
    • Y10S148/902—Metal treatment having portions of differing metallurgical properties or characteristics

Definitions

  • the invention relates to the surface hardening of machine components. Objects, at those whose use is possible and expedient are subject to heavy wear or fatigue Components that due to high demands on the material strength at the same time high toughness are made from precipitation hardenable materials. It is particularly advantageous the invention for increasing the wear resistance of components made of stainless, precipitation hardenable martensitic steels such as B. turbine blades, pump shafts, heavy-duty bolts from the aviation industry, parts from the shipbuilding industry or special Tools can be used. Another area of application are components subject to wear high-strength, martensite-hardening (maraging) steels, which are present when high Toughness requirements cannot be used in the fully cured state.
  • Edge zones of components that are subject to wear but also fatigue are subject to their use significantly different loads than the component core. This fact is known to be accounted for by the fact that thermal, physical, chemical, mechanical, thermochemical or thermomechanical processes a harder, structure that is more resistant to wear and fatigue is produced than in the core, the structure of which is so it is set that it primarily addresses the existing strength and toughness requirements enough.
  • Blades of low pressure stages in steam turbines are subject to during their use extremely high quasi-static (centrifugal force, blade twist), cyclical (periodic Vapor pressure, blade vibrations) and tribological (drop impact) Stresses.
  • quasi-static centrifugal force, blade twist
  • cyclical periodic Vapor pressure, blade vibrations
  • tribological drop impact
  • Martensithärtende 13% chrome steels are able to meet these complex demands.
  • This will the blade material in the tempered, highly tempered state fullfillment of the requirements for Toughness, stress crack corrosion resistance, vibration crack corrosion resistance, sufficient static and cyclical resilience; Hardness about 250 - 350 HV) and the Surroundings of the leading edge e.g. B.
  • the heat treatment usually includes at least one solution annealing at 1030 - 1080 ° C (annealing time approx. 1 h) and the actual aging treatment in the temperature range between 480 ° C and 620 ° C (time 1-4 h).
  • the achievable mechanical parameters hardness, yield point R p0.2 and tensile strength R m reach their maximum at the lower limit of the conventionally possible tempering temperature of 480 ° C and decrease sharply with increasing aging temperature (see also drawing 1).
  • the aging temperature must be chosen so high that the 0.2% yield point and the tensile strength fall below values of around 1040 and 1000 MPa, respectively. This means that the lower range of possible tempering temperatures, which provides high hardness, cannot be used (see drawing 1).
  • the aim of the invention is to provide a new and effective heat treatment process that allows components made of precipitation-hardenable materials with significantly more wear-resistant To provide edge layers without a deterioration of the other mechanical To have to accept the properties of the component.
  • the invention has for its object to provide a heat treatment process that it permitted, regardless of the structure and the mechanical properties of the interior of the component and without influence higher surface layer hardness up to one of the tribological load dependent, sufficiently large depth to obtain sufficient toughness, that too Complicated parts can be used and in which the aging temperature Harnessing the short-term solution-annealed condition better.
  • this object is made more wear-resistant with a method for producing Surface layers on precipitation-hardenable materials as shown in claims 1 to 14 solved.
  • the method is based on a function optimization by a separate adjustment of the structure in the interior of the component and the surface layer.
  • the structural state inside the component and the resulting core strength and toughness are set by a previous conventional heat treatment.
  • the surface layer solution annealing according to the invention takes place in a strongly inhomogeneous temperature field, followed by an aging treatment of the entire component modified according to the invention in a homogeneous or almost homogeneous temperature field.
  • the requirements for depth, width, position and course of the wear protection zone resulting from the analysis of the tribological and / or cyclical load distribution correspond to the desired geometry of the solution annealing zone.
  • the solution annealing zone is generated by an outer layer heating process with sufficient power density.
  • the depth t H of the desired solution annealing zone is set by the local absorbed energy density and the local energy exposure time. The energy density and the duration of energy exposure also determine the resulting heating rate and the temperature gradient ,
  • the choice of the two parameters as well as the holding time ⁇ t s sa and the peak temperature T max s sa of the short-term solution annealing in the specified value range ensures a sufficiently rapid dissolution of the excretions without risk of grain coarsening.
  • the cooling rate according to the invention prevents grain coarsening during cooling and uncontrolled precipitation hardening.
  • the specification of an unusually high value for the maximum peak temperature T max s sa makes use of the knowledge that the hardness of the surface layer, as the primary parameter determining the wear resistance in the case of appropriate types of wear, increases with the peak temperature or decreases only slightly.
  • Claim 4 provides a specific embodiment of the invention for the class of martensitic precipitation hardenable steels. By choosing the values according to the invention for the peak temperature T max s sa, the temperature T spa and the time ⁇ t spa , a significantly higher hardness of the surface layer is achieved.
  • the residual stress state the precipitation hardened surface layer can be improved and a larger one Number of germs for the formation of fine excretions is present.
  • the process steps of short-term solution annealing, mechanical, can be used particularly advantageously Deformation and aging heat treatment in the further processing of semi-finished products, such as specified in claim 11 and 12, combine.
  • the execution of the mechanical deformation as shot peening treatment, as in claim 13 specified, can be used particularly advantageously for the optimization of the surface properties of very intricately shaped or very locally treated components, such as B. turbine blades deploy.
  • the heat treatment according to the invention can be carried out in various steel classes (rust and acid-resistant steels, tool steels, special steels) and steels.
  • Such steels are z. E.g .: X5CrNiCuNb16-4 (1.4542); X2NiCoMo18-8-5 (1.6359); X2NiCoMo18-12 (1.6355); X1CrNiCoMo13-8-5 (1.6960); 17-7 PH; 17-4 PH; 15-5 PH; 17-7 B; PH 13-8Mo; PH 12-9Mo etc.
  • a power amp blade made of steel N700 (factory name of Böhler Titan GmbH Kapfenberg, Austria) is subject to a drop impact and is to be provided with a wear-resistant leading edge.
  • the expected erosion zone width is 11 mm.
  • the erosion intensity is greatest at the leading edge and decreases rapidly within the width of the erosion zone in the direction of the blade leading edge.
  • 1.3 mm is desired as the maximum hardening depth t H of the edge layer in the vicinity of the leading edge, wherein the hardening depth can decrease with increasing distance from the leading edge in accordance with the decrease in erosion intensity.
  • the material N700 has the following chemical target composition: carbon ⁇ 0.04%; Silicon: 0.25%; Manganese: 0.40%; Chromium: 15.40%; Nickel: 4.40%; Copper: 3.30%; Niobium: 0.30% (data in percent by weight).
  • the following mechanical parameters are set by conventional heat treatment: 0.2% flow limit R p0.2 : 930 - 1000 MPa, tensile strength R m ⁇ 1040 MPa (see dashed lines in drawing 1).
  • the cooling takes place in air.
  • the resulting micro hardness is 353 HV 0.05 and is as large in the component core as in the surface layer. This level of hardness is not sufficient for the required drop wear resistance.
  • the heat treatment according to the invention for producing wear-resistant surface layers is done as follows:
  • T csa2 and holding times ⁇ t csa2 of the conventional comparative solution annealing treatment would have been at T csa2 ⁇ 1050 ° C. and ⁇ t csa2 ⁇ 1 h.
  • T csa2 + 300 K T max ssa .
  • the heating is carried out thoroughly in a conventional heat treatment furnace with nitrogen as a protective gas.
  • Drawing 2 shows the surface hardness HV 0.05 achieved and the hardness-depth curve.
  • the moving average of 5 microhardness impressions is plotted.
  • the surface hardness reaches 477 HV 0.05 .
  • the hardening depth up to the limit hardness of 353 HV is 1.5 mm.
  • a significantly improved wear resistance is therefore to be expected without a significant loss in toughness of the blade.
  • the residual compressive stress condition reached in the hardened zone reduces the stress and vibration crack corrosion susceptibility of the hardened structure.
  • microhardness HV 0.05 of the surface layer produced according to the invention is shown in comparison in drawing 1. It can be seen that the microhardness values in the aging temperature range of 460 ° C ⁇ T spa ⁇ 510 ° C are significantly higher than those of conventional heat treatment.

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Abstract

Die Erfindung beschreibt ein Verfahren zur Erzeugung verschleißbeständiger Randschichten an ausscheidungshärtbaren Werkstoffen insbesondere ausscheidungshärtbaren oder martensitaushärtenden Stählen.
Das Verfahren geht davon aus, dass das vor Verschleiß oder Ermüdung zu schützende Bauteil dadurch funktionsoptimiert wird, dass das Gefüge und die Härte für das Bauteilinnere und die Bauteilrandschicht getrennt eingestellt werden. Erfindungsgemäß wird, nachdem das Gefüge des gesamten Bauteiles lösungsgeglüht und in einem höheren Temperaturbereich ausgehärtet wurde, die Randschicht durch Einwirkung eines kurzzeitigen Energieeintrages lösungsgeglüht und anschließend das gesamte Bauteil bei einer niedrigeren Temperatur als der vorausgegangenen Auslagerung geglüht.

Description

Die Erfindung bezieht sich auf die Randschichthärtung von Maschinenbauteilen. Objekte, bei denen ihre Anwendung möglich und zweckmäßig ist, sind stark verschleiß- oder ermüdungsbeanspruchte Bauteile, die wegen hoher Anforderungen an die Werkstofffestigkeit bei gleichzeitig hoher Zähigkeit aus ausscheidungshärtbaren Werkstoffen gefertigt sind. Besonders vorteilhaft ist die Erfindung für die Erhöhung der Verschleißbeständigkeit von Bauteilen aus nichtrostenden, ausscheidungshärtbaren martensitischen Stählen, wie z. B. Turbinenschaufeln, Pumpenwellen, hochbelastete Bolzen aus der Luftfahrtindustrie, Teilen aus der Schiffbauindustrie oder speziellen Werkzeugen nutzbar. Ein weiteres Einsatzfeld sind verschleißbeanspruchte Bauteile aus hochfesten, martensitaushärtenden (Maraging-) Stählen, die beim Vorliegen hoher Zähigkeitsanforderungen nicht im vollausgehärteten Zustand eingesetzt werden können.
Randzonen von verschleiß- aber auch ermüdungsbeanspruchten Bauteilen unterliegen während ihres Einsatzes deutlich anderen Belastungen als der Bauteilkern. Dieser Tatsache wird bekanntermaßen dadurch Rechnung getragen, dass in der Randzone durch thermische, physikalische, chemische, mechanische, thermochemische oder thermomechanische Verfahren ein härteres, verschleiß- oder ermüdungsbeständigeres Gefüge erzeugt wird als im Kern, dessen Gefüge so eingestellt wird, dass es vorrangig den vorliegenden Festigkeits- und Zähigkeitsanforderungen genügt.
Ohne Einschränkung der Allgemeinheit soll dieser Hintergrund der Erfindung an einem prototypisch herausgegriffenen, charakteristischen Bauteil näher erläutert werden.
Laufschaufeln von Niederdruck-Stufen in Dampfturbinen unterliegen während ihres Einsatzes extrem hohen quasistatischen (Fliehkraft, Schaufelverwindung), zyklischen (periodische Dampfdruckbeaufschlagung, Schaufelschwingungen) und tribologischen (Tropfenschlag) Beanspruchungen. Insbesondere führt der ständige Aufprall von auskondensierten Wassertröpfchen zu einem erosiven Verschleiß in der Umgebung der Schaufeleintrittskante. Martensithärtende 13 %-Chromstähle sind in der Lage, diesen komplexen Beanspruchungen zu genügen. Dazu wird der Schaufelwerkstoff im vergüteten, hochangelassenen Zustand (Erfüllung der Anforderungen an Zähigkeit, Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit, Schwingungsrisskorrosionsbeständigkeit, ausreichende statische und zyklische Belastbarkeit; Härte etwa 250 - 350 HV) eingesetzt und die Umgebung der Eintrittskante z. B. mittels einer Flammen-, Induktions- oder Laserstrahlhärtung kurzzeitgehärtet (sehr hohe Tropfenschlagverschleißbeständigkeit, Härte etwa 390-680 HV). Zunehmende Anforderungen an die statische und zyklische Belastbarkeit sowie die Beständigkeiten gegenüber Spannungs- bzw. Schwingungsrisskorrosion führen neuerdings zum Einsatz von nichtrostenden, ausscheidungshärtbaren martensitischen Stählen. Im Gegensatz zu den Vergütungsstählen kommt bei diesen der größte Anteil des Festigkeits- und Zähigkeitszuwachses nicht durch die Martensitbildung sondern durch eine gezielte Ausscheidungswärmebehandlung zustande.
Dazu enthalten diese Stähle neben 10 bis 20 Gew. % Chrom und 2-11 Gew. % Nickel normalerweise Kupfer (1-5 Gew. %) und Aluminium, Titan oder Niob als Ausscheidungsbildner. Ein typischer Vertreter dieser Stahlklasse im Turbinenbau ist der Stahl X5CrNiCuNb16-4. Die Wärmebehandlung umfasst üblicherweise mindestens eine Lösungsglühung bei 1030 - 1080 °C (Glühzeit ca. 1 h) und die eigentliche Auslagerungsbehandlung im Temperaturbereich zwischen 480 °C und 620 °C (Zeit 1-4 h). Die erreichbaren mechanischen Kennwerte Härte, Fließgrenze Rp0,2 und Zugfestigkeit Rm erreichen dabei an der Untergrenze der konventionell möglichen Anlasstemperatur von 480 °C ihr Maximum und nehmen mit zunehmender Auslagerungstemperatur stark ab (siehe auch Zeichnung 1). So fällt z. B. im Temperaturbereich von 480 bis 620 °C die Härte von 425 HV auf 285 HV, die Fließgrenze von 1170 auf 750 MPa und die Zugfestigkeit von 1310 auf 930 MPa. Wegen der erforderlichen Zähigkeitswerte, zyklischen Belastbarkeiten und insbesondere Spannung- und Schwingungsrisskorrosionsbeständigkeiten muss die Auslagerungstemperatur jedoch so hoch gewählt werden, dass die 0,2 %-Fließgrenze und die Zugfestigkeit Werte von etwa 1040 bzw. 1000 MPa unterschreiten. Das heißt, dass der hohe Härten liefernde untere Bereich der möglichen Anlasstemperaturen nicht genutzt werden kann (siehe Zeichnung 1).
Der Mangel dieses konventionellen Wärmebehandlungsverfahrens besteht dem zufolge darin, dass die Beständigkeit gegenüber dem Tropfenschlagverschleiß zu gering ist. Die Ursache dafür liegt darin, dass die Härte mit 340 - 370 HV in Oberflächennähe zu klein ist.
Es ist bekannt, dass die Oberflächenhärte von ausscheidungshärtbaren Stählen durch ein Plasmanitrieren bis auf etwa 1000 HV gesteigert werden kann [z. B. Prospektblatt der Firma Böhler Edelstahl GmbH (Kapfenberg/Österreich) zum Stahl N700]. Der Mangel dieses Verfahrens besteht jedoch darin, dass auch damit keine verbesserte Tropfenschlagbeständigkeit erreicht wird. Die Ursache des Mangels resultiert u. a. daraus, dass die erreichbare Nitriertiefe mit etwa 0,15 mm viel zu gering ist.
Auch andere Randschichtveredlungsverfahren sind nicht geeignet, da sie unzulässig stark in die notwendige Auslagerungsbehandlung eingreifen oder der erreichbare Härtezuwachs bzw. die Härtetiefe zu gering sind.
Zur Verbesserung des Werkstoffzustandes selbst ist ein Verfahren bekannt geworden, bei dem durch die Kopplung einer Kurzzeitlösungsglühung mit einer konventionellen Auslagerungsbehandlung ein Gefüge mit höherer 0,2 %-Fließspannung und Zugfestigkeit erreicht wird [siehe E. E. Denhard, Jr.: "Precipitation-hardenable stainless steel method and product", US-PS 3,660,176]. Dazu wird das gesamte Halbzeug innerhalb einer Zeit von 1 bis 15 s durch direkten Stromdurchgang einer durchgreifenden Kurzzeiterwärmung in einem Temperaturbereich zwischen 816 °C und 1149 °C der Lösungsglühbehandlung unterworfen und abgeschreckt. Anschließend erfolgt eine konventionelle Auslagerungsbehandlung im konventionell üblichen Temperaturbereich. Damit gelingt es, bei einer Lösungsglühtemperatur von 1149 °C, einer Lösungsglühzeit von 2 s, einer Auslagerungstemperatur von 482 °C und einer Auslagerungszeit von 1 h, die 0,2 %-Fließgrenze von 1328 MPa auf 1695 MPa und die Zugfestigkeit von 1378 MPa auf 1700 MPa zu steigern. Die erreichbare Härte wird nicht angegeben.
Der Mangel dieses Verfahrens liegt darin, dass es nicht geeignet ist, an formkomplizierten Bauteilen wie Turbinenschaufeln eingesetzt zu werden. Die Ursache dieses Mangels resultiert in der Geometriegebundenheit der verwendeten Erwärmungsverfahren wie konduktive oder induktive Erwärmung.
Ein weiterer wesentlicher Mangel besteht in der Tatsache, dass die Zähigkeit und Dauerschwingfestigkeit und insbesondere die Spannungsriss- und Schwingungsrisskorrosionsbeständigkeit einer solcher Art behandelten Turbinenschaufel zu gering wären. Die Ursache dafür liegt in der viel zu großen Härte im Schaufelblatt. Wenn die Turbinenschaufel dagegen bei höheren Temperaturen angelassen würde, wäre die Härte im Bereich der Schaufeleintrittskante zu gering. Das heißt, dass es mit diesem Verfahren zur Verbesserung des Werkstoffzustandes selbst nicht möglich ist, den unterschiedlichen Anforderungen, die an die Randschicht und das Bauteilinnere gestellt werden, gleichzeitig gerecht zu werden.
Ein weiterer Mangel ist durch den Sachverhalt gegeben, dass eine konventionelle Durchführung der Ausscheidungshärtung das Aufhärtungsvermögen des kurzzeitlösungsgeglühten Zustandes nicht vollständig nutzen kann. Die Ursache dafür liegt in zwei Tatsachen begründet: Zum Einen darin, dass höher aufhärtende, den ganzen Bauteilquerschnitt erfassende Gefügezustände wegen zu geringer Zähigkeiten nicht genutzt werden können und zum Anderen darin, dass die neuen metallphysikalischen Freiräume, die eine Kurzzeitlösungsglühung für die nachfolgende Ausscheidungshärtung bietet, bisher nicht bekannt waren.
Das Ziel der Erfindung ist es, eine neues und effektives Wärmebehandlungsverfahren anzugeben, das es gestattet, Bauteile aus ausscheidungshärtbaren Werkstoffen mit deutlich verschleißbeständigeren Randschichten zu versehen ohne eine Verschlechterung der übrigen mechanischen Gebrauchseigenschaften des Bauteiles hinnehmen zu müssen.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Wärmebehandlungsverfahren anzugeben, das es gestattet, unabhängig von Gefüge und den mechanischen Eigenschaften des Bauteilinneren und ohne Einfluss darauf höhere Randschichthärten bis in eine von der tribologischen Belastung abhängende, ausreichend große Tiefe bei ausreichender Zähigkeit zu erhalten, das auch an formkomplizierten Teilen einsetzbar ist und bei dem die Auslagerungstemperatur die Härtungsmöglichkeiten des kurzzeitlösungsgeglühten Zustandes besser nutzt.
Erfindungsgemäß wird diese Aufgabe mit einem Verfahren zur Erzeugung verschleißbeständiger Randschichten an ausscheidungshärtbaren Werkstoffen wie in den Ansprüchen 1 bis 14 dargestellt gelöst.
Wie in Anspruch 1 und/oder 2 beschrieben wird, geht das Verfahren von einer Funktionsoptimierung durch eine getrennte Einstellung des Gefüges im Bauteilinneren und der Randschicht aus. Dabei wird der Gefügezustand im Bauteilinneren sowie die daraus resultierende Kernfestigkeit und -zähigkeit durch eine vorhergehende konventionelle Wärmebehandlung eingestellt. Anschließend erfolgt die erfindungsgemäße Randschichtlösungsglühung in einem stark inhomogenen Temperaturfeld, gefolgt von einer erfindungsgemäß modifizierten Auslagerungsbehandlung des gesamten Bauteils in einem homogenen oder nahezu homogenen Temperaturfeld. Die sich aus der Analyse der tribologischen und/oder zyklischen Belastungsverteilung ergebenden Anforderungen an Tiefe, Breite, Lage und Verlauf der Verschleißschutzzone entsprechen dabei der anzustrebenden Geometrie der Lösungsglühzone. Die Lösungsglühzone wird durch ein Randschichterwärmungsverfahren mit ausreichender Leistungsdichte erzeugt. Die Tiefe tH der angestrebten Lösungsglühzone wird durch die lokale absorbierte Energiedichte und die lokale Energieeinwirkungsdauer eingestellt. Die Energiedichte und die Energieeinwirkungsdauer bestimmen auch die resultierende Aufheizgeschwindigkeit
Figure 00050001
und den Temperaturgradienten
Figure 00050002
.
Die Wahl der beiden Parameter ebenso wie der Haltezeit Δts sa und der Spitzentemperatur Tmax s sa des Kurzzeit-Lösungsglühens im angegebenen Wertebereich sichert eine ausreichend schnelle Auflösung der Ausscheidungen ohne Gefahr einer Kornvergröberung. In Abhängigkeit von der Spitzentemperatur Tmax s sa und dem Ausgangsgefüge und der chemischen Zusammensetzung des Werkstoffes verhindert die erfindungsgemäße Abkühlgeschwindigkeit
Figure 00060001
eine Kornvergröberung während der Abkühlung und eine unkontrollierte Ausscheidungshärtung. Die Angabe eines ungewöhnlich hohen Wertes für die maximale Spitzentemperatur Tmax s sa macht von der Erkenntnis Gebrauch, dass die Härte der Randschicht, als der vorrangigen, die Verschleißbeständigkeit bei zutreffenden Verschleißarten bestimmenden Kenngröße, mit der Spitzentemperatur zunimmt oder nur wenig abfällt. Dadurch kann auch in größeren Tiefen der Kurzzeit-Lösungsglühzone ein Auflösungszustand der Ausscheidungen erreicht werden, der eine größere Einhärtetiefe oder einen flacheren Härteabfall garantiert.
Eine spezifische Ausgestaltung der Erfindung für die Klasse der martensitischen ausscheidungshärtbaren Stähle sieht Anspruch 4 vor. Durch die Wahl der erfindungsgemäßen Werte für die Spitzentemperatur Tmax s sa,, die Temperatur Tspa und der Zeit Δtspa wird eine deutlich höhere Randschichthärte erreicht.
Vorteilhaft bei der Verfahrensausgestaltung nach Anspruch 10 ist, dass damit der Eigenspannungszustand der ausscheidungsgehärteten Randschicht verbessert werden kann und eine größere Anzahl von Keimen für die Bildung von feinen Ausscheidungen vorhanden ist.
Besonders vorteilhaft lassen sich die Prozessschritte Kurzeit-Lösungsglühen, mechanische Verformung und Auslagerungswärmebehandlung bei der Weiterverarbeitung von Halbzeugen, wie in Anspruch 11 und 12 angegeben, kombinieren.
Die Ausführung der mechanischen Verformung als Kugelstrahlbehandlung, so wie in Anspruch 13 angegeben, lässt sich besonders vorteilhaft für die Optimierung der Randschichteigenschaften von sehr kompliziert geformten oder sehr lokal behandelten Bauteilen, wie z. B. Turbinenschaufeln einsetzen.
Die erfindungsgemäße Wärmebehandlung lässt sich bei verschiedenen Stahlklassen (rost- und säurebeständige Stähle, Werkzeugstähle, Sonderstähle) und Stählen einsetzen. Solche Stähle sind z. B.: X5CrNiCuNb16-4 (1.4542); X2NiCoMo18-8-5 (1.6359); X2NiCoMo18-12 (1.6355); X1CrNiCoMo13-8-5 (1.6960); 17-7 PH; 17-4 PH; 15-5 PH; 17-7 B; PH 13-8Mo; PH 12-9Mo usw..
Ohne Einschränkung der Allgemeinheit wird die Erfindung nachstehend am Beispiel eines kompliziert geformten, hochbelasteten Bauteils aus dem Stahl X5CrNiCuNb16-4 erläutert:
Beispiel:
Eine Tropfenschlag belastete Endstufenlaufschaufel aus dem Stahl N700 (Werksbezeichnung der Böhler Edelstahl GmbH Kapfenberg, Österreich) soll mit einer verschleißbeständigen Eintrittskante versehen werden. Die erwartete Erosionszonenbreite beträgt 11 mm. Die Erosionsintensität ist an der Eintrittskante am größten und nimmt innerhalb der Erosionszonenbreite in Richtung Schaufelaustrittskante rasch ab. Als maximale Einhärtetiefe tH der Randschicht sind in der Nähe der Eintrittskante 1,3 mm erwünscht, wobei die Einhärtetiefe entsprechend der Abnahme der Erosionsintensität mit zunehmendem Abstand zur Eintrittskante abfallen kann.
Der Werkstoff N700 hat die folgende chemische Soll-Zusammensetzung: Kohlenstoff ≤ 0,04 %; Silizium: 0,25 %; Mangan:0,40 %; Chrom: 15,40 %; Nickel: 4,40 %; Kupfer: 3,30 %;
Niob: 0,30 % (Angaben jeweils in Gewichtsprozent). Zur Gewährleistung der mechanischen und zyklischen Belastbarkeit der Turbinenschaufel infolge Fliehkraft- und Dampfkraftbeaufschlagung, Verwindung usw. werden durch eine konventionelle Wärmebehandlung folgende mechanische Kennwerte eingestellt: 0,2 % -Fließgrenze Rp0,2: 930 - 1000 MPa, Zugfestigkeit Rm ≤ 1040 MPa (siehe strichlierte Felder in Zeichnung 1). Dazu wird eine Lösungsglühbehandlung bei einer Temperatur von Tcsa1 = 1030 - 1060 °C für eine Zeit von Δt = 1 h vorgenommen. Die Auslagerungswärmebehandlung erfolgt bei einer Temperatur von Tcpa1 = 540 °C - 570 °C über eine Zeit von Δtcpa1 = 4 h. Die Abkühlung erfolgt an Luft. Die sich einstellende Mikrohärte beträgt 353 HV0,05 und ist im Bauteilkern genauso groß wie in der Randschicht. Dieses Härteniveau ist nicht ausreichend für die erforderliche Tropfenverschleißbeständigkeit.
Die erfindungsgemäße Wärmebehandlung zur Erzeugung verschleißbeständigerer Randschichten wird wie folgt vorgenommen:
Die Kurzzeit-Lösungsglühbehandlung wird mit einem CO2-Laser durchgeführt. Die Turbinenschaufel wird dazu in das Schaufelspannfutter einer 6-Achs-CNC-Maschine eingespannt und mit einer vom Abstand von der Schaufelspitze abhängigen Vorschubgeschwindigkeit unter dem Laserstrahl hinweg gefahren und dabei gleichzeitig gedreht. Das Laserstrahlformungssystem besteht aus einem off-axis-Parabolspiegel mit einer Brennweite f = 300 mm. Das lösungszuglühende Gebiet wird zur Absorptionserhöhung der CO2-Laserstrahlung mit einem Absorptionsmittel 100 µm dick bestrichen. Als Absorptionsmittel wird ein sogenannter Autofüller mit hohem Füllstoffanteil verwendet. Die Parameter der Laserstrahlbehandlung werden wie folgt gewählt:
  • Laserstrahlleistung am Auftreffort der Laserstrahlung: 2,75 kW;
  • absorbierte Laserstrahlleistung: 2,2 kW;
  • Vorschubgeschwindigkeit: 1000 mm/min ;
  • Strahlfleckdurchmesser: 11,9 mm;
  • resultierende mittlere Laserleistungsdichte: 2,0 kW/cm2.
Aus diesem Satz von Bestrahlungsparametern ergeben sich folgende Parameter der Kurzzeit-Lösungsglühung:
  • Aufheizgeschwindigkeit
    Figure 00080001
  • Temperaturgradient beim Aufheizen (in größerem Abstand zur Schaufelspitze)
    Figure 00080002
  • Spitzentemperatur Tmax s sa ≈ 1350 °C;
  • Haltezeit des Kurzzeit-Lösungsglühens Δts sa ≈ 0,7 s;
  • Abkühlgeschwindigkeit
    Figure 00090001
Die Temperatur Tcsa2 und Haltezeiten Δtcsa2 der konventionellen Vergleichslösungsglühbehandlung hätten bei Tcsa2 ≈ 1050 °C und Δtcsa2 ≈ 1 h gelegen. Somit gilt: Tcsa2 + 300 K = Tmax ssa.
Nach der Abkühlung herrschen im lösungsgeglühten Gebiet Zugeigenspannungen. Weiterhin muss das Absorptionsmittel entfernt werden. Die Entfernung des Absorptionsmittels erfolgt durch eine Kugelstrahlbehandlung. Diese sichert gleichzeitig den Abbau der Zugeigenspannungen und den Aufbau von Druckeigenspannungen, von denen ein Anteil auch nach der Auslagerungswärmebehandlung bestehen bleibt.
Die anschließende Auslagerungswärmebehandlung erfolgt mit folgenden Parametern:
  • Auslagerungstemperatur Tspa ≈ 465 °C,
  • Auslagerungszeit Δtspa ≈ 4 h.
Die Temperaturen Tcpa2 und Haltezeiten Δtcpa2 der konventionellen Vergleichs-Auslagerungsglühbehandlung hätten bei Tcpa2 = 480 °C und Δtcpa2 = 1 gelegen.
Somit gilt: Tspa + 15 K = Tcpa2; Δtspa = 4 * Δtcpa2.
Die Erwärmung erfolgt durchgreifend in einem konventionellen Wärmebehandlungsofen mit Stickstoff als Schutzgas.
Zeichnung 2 zeigt die erreichte Randschichthärte HV0,05 und den Härte-Tiefen-Verlauf. Aufgetragen ist jeweils der gleitende Mittelwert aus 5 Mikrohärteeindrücken. Die Randschichthärte erreicht 477 HV0,05. Das ist eine Härtezuwachs von 124 HV0,05. Die Einhärtetiefe bis zur Grenzhärte 353 HV beträgt 1,5 mm. Damit ist eine deutlich verbesserte Verschleißbeständigkeit ohne eine wesentliche Zähigkeitseinbuße der Schaufel zu erwarten. Der erreichte Druckeigenspannungszustand in der aufgehärteten Zone verringert die Spannungs- und Schwingungsrisskorrosionsanfälligkeit des aufgehärteten Gefüges.
Die Abhängigkeit der Mikrohärte HV0,05 der erfindungsgemäß hergestellten Randschicht von derAuslagerungstemperatur ist in Zeichnung 1 vergleichend dargestellt. Es ist zu erkennen, dass die Mikrohärtewerte im Auslagerungstemperaturbereich 460 °C ≤ Tspa ≤ 510 °C deutlich über denen der konventionellen Wärmebehandlung liegen.
Aufstellung der verwendeten Abkürzungen und Symbole:
Figure 00110001

Claims (14)

  1. Verfahren zur Erzeugung von verschleißbeständigen Randschichten an ausscheidungshärtbaren Werkstoffen durch ein Kurzzeitlösungsglühen und eine nachfolgende Auslagerungswärmebehandlung, dadurch gekennzeichnet, dass ein konventionell bei einer Temperatur Tcsa1, lösungsgeglühtes und anschließend konventionell bei einer Temperatur Tcpa1 einer Auslagerungswärmebehandlung unterworfenes Bauteil einer erneuten, nur die Randschicht des Bauteils erfassenden Kurzzeitlösungsglühung bei einer Temperatur Tssa > Tcsa1 und einer Haltezeit des Kurzzeit-Lösungsglühens Δtssa < 12 s unterworfen wird und anschließend eine weitere, sowohl das Bauteilinnere als auch die Randschicht gleichermaßen umfassende Auslagerungwärmebehandlung bei einer Temperatur Tspa < Tcpa1 durchgeführt wird.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass
    a) die Randschicht des Bauteiles bis zu einer Tiefe t H, die der angestrebten Einhärtungstiefe entspricht, durch eine kurzzeitige und von der Bauteiloberfläche ausgehende Energieeinwirkung lösungsgeglüht wird,
    b) die kurzzeitige und von der Bauteiloberfläche ausgehende Energieeinwirkung durch ein hochenergetisches Randschichterwärmungsverfahren realisiert wird,
    c) die Aufheizgeschwindigkeit
    Figure 00130001
    Werte von 102 K/s ≤
    Figure 00130002
    ≤ 104 K/s erreicht,
    d) der Temperaturgradient
    Figure 00130003
    im Bereich 13 K/mm ≤
    Figure 00130004
    ≤ 1000 K/mm gewählt wird,
    e) für die Spitzentemperatur Tmax ssa der Kurzzeit-Lösungsglühbehandlung Tcsa2 + 50 K ≤ T max ssa ≤ Tcsa2 +400 K gilt, wobei T csa2 die konventionelle Lösungsglühtemperatur des entsprechenden Werkstoffes ist,
    f) die Haltezeit des Kurzzeit-Lösungsglühens Δ t ssa in dem Temperaturbereich, in dem eine merkliche Auflösung der Ausscheidungen stattfindet, im Bereich 10 -1 s ≤ Δ t ssa≤ 12 s liegt,
    g) die Abkühlgeschwindigkeit
    Figure 00130005
    maximale Werte im Abkühlzyklus von 5 K/s ≤
    Figure 00130006
    ≤ 104 K/s erreicht,
    h) die Auslagerungswärmebehandlung mit einer im Vergleich zur Kurzzeit-Lösungsglühbehandlung längeren Haltezeit Δ tspa, Δ tspa > Δ t ssh und einem deutlich geringeren Temperaturgradienten
    Figure 00130007
    ,
    Figure 00130008
    <<
    Figure 00130009
    durchgeführt wird,
    i) für die Temperatur Tspa der Auslagerungswärmebehandlung Tspa ≤ Tcpa2 ≤ Tspa + 80 K gilt, wobei Tcpa2 die Untergrenze des konventionellen Auslagerungstemperaturbereiches darstellt,
    j) die Haltezeit der Auslagerungswärmebehandlung Δ tspa eineinhalb bis sechzehnmal so groß gewählt wird, wie die Haltezeit Δ t cpa2 der konventionellen Auslagerungswärmebehandlung.
  3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass als Ausgangszustand für die Kurzzeit-Lösungsglühung und die nachfolgende Auslagerungswärmebehandlung ein ausscheidungsgehärteter Werkstoffzustand gewählt wird, dessen mechanischen Kennwerte 0,2 % Fließgrenze, Zugfestigkeit und Härte nach der Bauteilbeanspruchung gewählt werden und über die Auslagerungstemperatur Tcpa1 und Auslagerungszeit Δtcpa1 eingestellt werden.
  4. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche von 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Randschichtveredlung von ausscheidungshärtbaren Stählen mit Kohlenstoffgehalten von 0,03 bis 0,08 Gew. %, Chromgehalten von 10 bis 19 Gew. %, Nickelgehalten von 3,0 bis 11,0 Gew. %, Kupfergehalten von 1,0 bis 5,0 Gew. % und Niobgehalten von 0,15 bis 0,45 Gew. % so durchgeführt wird, dass
    a) die Tiefe t H der lösungsgeglühten Randschicht 0,1 mm ≤ t H < 7 mm beträgt,
    b) für die Spitzentemperatur Tmax ssa der Kurzzeit-Lösungsglühbehandlung 1080 °C ≤ Tmax ssa ≤ 1350 °C gilt,
    c) die Temperatur Tspa der Auslagerungswärmebehandlung im Bereich 445 °C ≤ Tspa ≤ 500 °C gewählt wird,
    d) die Haltezeit der Auslagerungswärmebehandlung Δ tspa im Bereich 1 h ≤ Δ tspa ≤ 8 h eingestellt wird.
  5. Verfahren nach einem der Ansprüche von 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das hochenergetische Randschichterwärmungsverfahren eine Laserstrahlerwärmung ist.
  6. Verfahren nach einem der Ansprüche von 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass als hochenergetisches Randschichterwärmungsverfahren eine Elektronenstrahlerwärmung gewählt wird.
  7. Verfahren nach einem der Ansprüche von 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass als hochenergetisches Randschichterwärmungsverfahren eine induktive Randschichterwärmung dient.
  8. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche von 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlgeschwindigkeit
    Figure 00150001
    durch eine externe Kühlung erreicht wird.
  9. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche von 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlgeschwindigkeit
    Figure 00150002
    durch eine Selbstabschreckung erreicht wird.
  10. Verfahren nach mindestens einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass nach der Kurzzeit-Lösungsglühbehandlung und vor der Auslagerungswärmebehandlung eine mechanische Verformung der Randschicht vorgenommen wird.
  11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass das Bauteil ein Halbzeug ist und das Halbzeug seine endgültige Form durch eine Umformung erhält.
  12. Verfahren nach Anspruch 10 und 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Kurzzeit-Lösungsglühbehandlung, die Umformung und die Auslagerungswärmebehandlung im Durchlaufverfahren durchgeführt werden.
  13. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche von 10 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass die mechanische Verformung der Randschicht durch eine Kugelstrahlbehandlung vorgenommen wird.
  14. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche von 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Temperaturgradient
    Figure 00150003
    für große Bauteile im Bereich von 13 K/mm ≤
    Figure 00150004
    ≤ 400 K/mm gewählt wird.
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