EP1213363B1 - Verfahren zur Erzeugung verschleissbeständiger Randschichten an Bauteilen aus ausscheidungshärtbaren metallischem Werkstoff - Google Patents

Verfahren zur Erzeugung verschleissbeständiger Randschichten an Bauteilen aus ausscheidungshärtbaren metallischem Werkstoff Download PDF

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EP1213363B1
EP1213363B1 EP00126449A EP00126449A EP1213363B1 EP 1213363 B1 EP1213363 B1 EP 1213363B1 EP 00126449 A EP00126449 A EP 00126449A EP 00126449 A EP00126449 A EP 00126449A EP 1213363 B1 EP1213363 B1 EP 1213363B1
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EP
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temperature
spa
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heat treatment
process according
Prior art date
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EP1213363A1 (de
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Berndt Brenner
Frank Tietz
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Fraunhofer Gesellschaft zur Forderung der Angewandten Forschung eV
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    • Y10S—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • 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.
  • the invention for increasing the wear resistance of components made of stainless, precipitation-hardenable martensitic steels, such. Turbine blades, pump shafts, heavy-duty bolts from the aerospace industry, parts from the shipbuilding industry or special ones Tools usable.
  • Another field of application are wear-stressed components high-strength, precipitation-hardenable metallic materials, which in the presence of high Toughness requirements can not be used in the fully cured state.
  • Edge zones of wear-resistant but also fatigue-stressed components are subject during their use significantly different loads than the component core. This fact is known accounted for in the marginal zone by thermal, physical, chemical, mechanical, thermochemical or thermomechanical processes a harder, wear-resistant or fatigue-resistant structure is produced as in the core, its structure so is adjusted that it primarily the present strength and toughness requirements enough.
  • Blades of low pressure stages in steam turbines are subject during their use extremely high quasi-static (centrifugal force, blade twisting), cyclic (periodic Vapor pressure, blade vibrations) and tribological (drop impact) Stresses.
  • quasi-static centrifugal force, blade twisting
  • cyclic periodic Vapor pressure, blade vibrations
  • tribological drop impact
  • Martensithärtende 13% chromium steels are able to meet these complex requirements.
  • This will be the blade material in the tempered, highly tempered condition (fulfillment of the requirements of Toughness, stress corrosion cracking resistance, vibration crack corrosion resistance, sufficient static and cyclic load capacity; Hardness about 250-350 HV) and the Environment of the leading edge z.
  • the heat treatment usually comprises at least one solution annealing at 1030-1080 ° C. (annealing time about 1 h) and the actual aging treatment in the temperature range between 480 ° C. and 620 ° C. (time 1-4 h).
  • the achievable mechanical properties hardness, yield value 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). So falls z.
  • the hardness of 425 HV to 285 HV the hardness of 1170 to 750 MPa and the tensile strength of 1310 to 930 MPa.
  • the aging temperature must be set so high that the 0.2% flow limit and the tensile strength fall below values of about 1040 and 1000 MPa, respectively. This means that the high hardness-supplying lower range of possible tempering temperatures can not be used (see drawing 1).
  • the shortcoming of this conventional heat treatment process is therefore that the resistance to drop impact wear is too low.
  • the cause lies in that the hardness at 340 - 370 HV near the surface is too small.
  • a treatment method comprising only the surface layer for the separate microstructure adjustment in the edge layer and the component core of precipitation hardenable steels by a Surface layer heat treatment is given in SU-A-1447878.
  • the steel sheet is a conventional treatment cycle consisting of hardening, cold forming and Precipitation hardening subjected.
  • the structure consists mainly of precipitation-hardened martensite and minor proportions of austenite.
  • by a very short-term laser edge-layer annealing allows partial re-conversion of the martensite soft and ductile austenite erzi via. This soft, mostly austenitic surface layer has a reduced risk of cracking in the spring load.
  • the object of the invention is to provide a new and effective heat treatment process, which allows components of precipitation-hardenable materials with much more wear-resistant To provide edge layers without a deterioration of the remaining mechanical Use properties of the component to accept.
  • the invention has for its object to provide a heat treatment process, it regardless of structure and the mechanical properties of the component interior and without influence, higher surface hardening up to one of the tribological load to get dependent, sufficiently large depth with sufficient toughness, that too mold complicate parts can be used and in which the aging temperature Hardening possibilities of conventionalzeitanssglimmed state better uses.
  • the above object is achieved with a method for producing wear-resistant edge layers of precipitation-hardenable materials such as in Claims 1 to 14 shown solved.
  • the method is based on a function optimization by a separate adjustment of the structure in the component interior and the edge layer.
  • a thorough solution annealing and precipitation heat treatment are carried out in such a way that the structural state in the component interior and the resulting core strength and toughness best correspond to the later mechanical and, in particular, cyclic loading conditions.
  • the surface layer solution annealing according to the invention then takes place in a strongly inhomogeneous temperature field, followed by an inventively modified aging treatment of the entire component in a homogeneous or nearly 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 cyclic load distribution correspond to the desired geometry of the solution annealing zone.
  • the solution annealing zone is produced by a boundary layer heating method with sufficient power density.
  • the depth t H of the target 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 action also determine the resulting heating rate and the temperature gradient
  • 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, the wear resistance of the relevant types of wear determining characteristic increases or only slightly decreases with the peak temperature. As a result, a dissolution state of the precipitates can be achieved even at greater depths of the short-time solution annealing zone, which guarantees a greater hardening depth or a shallower hardness drop. Particularly high resistance to abrasion can be achieved if, as stated in claim 3, the parameters of the final aging heat treatment are selected so that the peak hardness of the precipitation hardness is achieved.
  • a specific embodiment of the invention for the class of martensitic precipitation hardenable steels provides claim 4. By selecting 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 surface layer hardness is achieved.
  • An advantage of the method embodiment according to claim 10 is that thus the residual stress state the precipitation hardened surface layer can be improved and a larger one Number of germs for the formation of fine precipitates is present.
  • the execution of the mechanical deformation as a shot peening treatment, as in claim 13 can be particularly advantageous for the optimization of the edge layer properties of very complicated shaped or very locally treated components, such.
  • the heat treatment according to the invention can be applied to precipitation-hardenable steels various applications (stainless and acid-resistant steels, special steels, maraging steels) deploy.
  • Such steels are z.
  • a drop impact loaded end runner made of steel N700 should 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 erosion zone width in the direction of the blade leading edge.
  • the maximum hardening depth t H of the edge layer in the vicinity of the leading edge 1.3 mm is desired, wherein the hardening depth can decrease in accordance with the decrease in erosion intensity with increasing distance to the leading edge.
  • the material N700 has the following chemical composition: carbon ⁇ 0.04%; Silicon: 0.25%; Manganese: 0.40%; Chromium: 15.40%; Nickel: 4.40%; Copper: 3.30%; Niobium: 0.30% (in each case in percent by weight).
  • the following mechanical properties are set by a conventional heat treatment: 0.2% flow limit R p0.2 : 930 - 1000 MPa, tensile strength R m ⁇ 1040 MPa (see dashed lines in Fig. 1).
  • the cooling takes place in air.
  • the resulting microhardness is 353 HV 0.05 and is the same in the component core as in the surface layer. This level of hardness is not sufficient for the required drop impact wear resistance, but has sufficient toughness for very high cyclic loads.
  • 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 reference solution annealing treatment would have been T csa2 ⁇ 1050 ° C and ⁇ t csa2 ⁇ 1 h.
  • T csa 2 + 300 K T max ssa .
  • the heating takes place in a conventional heat treatment furnace with nitrogen as protective gas.
  • Fig. 2 shows the achieved surface hardness HV 0.05 and the hardness-depth curve.
  • the surface hardness reaches 477 HV 0.05 . That is a hardness increase of 124 HV 0.05 .
  • the hardening depth up to the ultimate hardness 353 HV is 1.5 mm.
  • the achieved compressive residual stress state in the hardened zone reduces the stress and vibration cracking susceptibility of the cured structure.
  • the dependence of the microhardness HV 0.05 of the edge layer according to the invention on the removal temperature is shown in FIG. 1 in a comparative manner. It can be seen that the microhardness values in the aging temperature range 460 ° C. ⁇ T spa ⁇ 510 ° C. are significantly higher than those of the conventional heat treatment.

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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, ausscheidungshärtbaren metallischen Werkstoffen, 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 Spannungs- 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.
Ein nur die Randschicht umfassendes Behandlungsverfahren zur getrennten Gefügeeinstellung in der Randschicht und dem Bauteilkern an ausscheidungshärtbaren Stählen durch eine Randschichtwärmebehandlung wird in SU-A-1447878 angegeben. Zur Herstellung von Federelementen aus austenitisch-martensitischem Stahlblech, wird das Stahlblech einem konventionellen Behandlungszyklus, bestehend aus Härten, Kaltumformen und Ausscheidungshärtung unterworfen. Das Gefüge besteht danach vorwiegend aus ausscheidungsgehärtetem Martensit sowie geringen Anteilen Austenit. Anschließend wird durch eine sehr kurzzeitige Laserrandschichtglühung eine teilweise Rückumwandlung des Martensits zu weichem und duktilerem Austenit erziehlt. Diese weiche, mehrheitlich austenitische Randschicht weist eine verringerte Gefahr der Rissbildung bei der Federbelastung auf.
Als mangelhaft für den angestrebten Anwendungszweck erweist sich jedoch die Laserrandschichtglühung verringerte Randschichthärte.
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 die oben genannte 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. Als erster Schritt wird erfindungsgemäß eine durchgreifende Lösungsglühung und Ausscheidungswärmebehandlung so durchgeführt, dass der Gefügezustand im Bauteilinneren und die daraus resultierende Kernfestigkeit und -zähigkeit den späteren mechanischen und insbesondere zyklischen Belastungsbedingungen am besten entspricht. 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 00060001
und den Temperaturgradienten
Figure 00060002
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 00060003
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. Besonders hohe Verscheißbeständigkeiten können erreicht werden, wenn wie in Anspruch 3 formuliert, die Parameter der abschließenden Auslagerungswärmebehandlung so gewählt werden, dass die Peakhärte der Ausscheidungshärte erreicht wird. 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 ausscheidungshärtbaren Stählen verschiedener Anwendungszwecke (rost- und säurebeständige Stähle, Sonderstähle, Maraging-Stähle) 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 Fig. 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 Tropfenschlagverschleißbeständigkeit, weist aber hinreichende Zähigkeiten für sehr hohe zyklische Belastbarkeiten auf.
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 KurzzeitLösungsglühung:
  • Aufheizgeschwindigkeit
    Figure 00090001
  • Temperaturgradient beim Aufheizen (in größerem Abstand zur Schaufelspitze)
    Figure 00090002
  • Spitzentemperatur Tmax s sa ≈ 1350 °C;
  • Haltezeit des Kurzzeit-Lösungsglühens Δts sa ≈ 0,7 s;
  • Abkühlgeschwindigkeit
    Figure 00090003
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 h gelegen.
Somit gilt: Tspa + 15 K = Tcpa2; Δtspa = 4 * Δtcpa2.
Die Erwärmung erfolgt durchgreifend in einem konventionellen Wärmebehandlungsofen mit Stickstoff als Schutzgas.
Fig. 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 Fig. 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 Bauteilen aus ausscheidungshärtbaren metallischen Werkstoffen durch ein Kurzzeitlösungsglühen und eine nachfolgende Auslagerungswärmebehandlung, wobei das Bauteil
    a) durchgreifend bei einer Temperatur Tcsa1 lösungsgeglüht wird,
    b) bei einer Temperatur Tcpa1 durchgreifend einer Auslagerungswärmebehandlung unterworfen wird, wobei die Temperatur Tcpa1 und die Haltezeit Δ tcpa1 der Auslagerungswärmebehandlung so eingestellt werden, dass ein überalterter Zustand entsteht, der hinsichtlich seiner mechanischen Kennwerte 0,2% Fließgrenze, Zugfestigkeit, Zähigkeit und Härte auf die mechanische Bauteilbelastung angepasst ist,
    c) anschließend einer erneuten, nur die Randschicht des Bauteils erfassenden Kurzzeitlösungsglühung bei einer Temperatur Tssa > Tcsa1 und einer Haltezeit des Kurzzeit-Lösungsglühens Δttssa < 12 s unterworfen wird und
    d) anschließend einer weiteren, sowohl das Bauteilinnere als auch die Randschicht gleichermaßen umfassende Auslagerungswärmebehandlung bei einer Temperatur Tspa < Tcpa1 ausgesetzt 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
    Figure 00130002
    erreicht,
    d) der Temperaturgradient
    Figure 00130003
    im Bereich
    Figure 00130004
    gewählt wird,
    e) für die Spitzentemperatur Tmax ssa der Kurzzeit-Lösungsglühbehandlung
    Tcsa2 + 50 K ≤ T max ssa ≤ Tcsa2 +400 K gilt, wobei Tcsa2 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
    Figure 00130006
    erreicht,
    h) die Auslagerungswärmebehandlung mit einer im Vergleich zur Kurzzeit-Lösungsglühbehandlung längeren Haltezeit Δ tspa, Δ tspa > Δ tssh und einem deutlich geringeren Temperaturgradienten
    Figure 00140001
    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 die abschließende Auslagerungswärmebehandlung bei einer Temperatur Tspa und einer Haltezeit Δ tspa durchgeführt werden, die die gewünschte Härte ergibt.
  4. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche von 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Randschichtveredlung von ausscheidungshärtbaren martensitischen 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 00160001
    für große Bauteile im Bereich von
    Figure 00160002
    gewählt wird.
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