EP1445339A1 - Legierung und Gegenstand mit hoher Warmfestigkeit und hoher thermischer Stabilität - Google Patents

Legierung und Gegenstand mit hoher Warmfestigkeit und hoher thermischer Stabilität Download PDF

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EP1445339A1
EP1445339A1 EP04450025A EP04450025A EP1445339A1 EP 1445339 A1 EP1445339 A1 EP 1445339A1 EP 04450025 A EP04450025 A EP 04450025A EP 04450025 A EP04450025 A EP 04450025A EP 1445339 A1 EP1445339 A1 EP 1445339A1
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hardness
hot
molybdenum
high heat
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Kay M.Eng. Fisher
Reinhold Univ. Prof. Dipl.-Ing. Dr. Ebner
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    • C21D6/02—Hardening by precipitation

Definitions

  • the invention relates to an alloy for the production of articles with high Heat resistance and toughness.
  • the invention relates to a hot work tool steel article with high hardness, high heat resistance and high thermal stability.
  • hot-work tool steels can be used as heat-treatable Iron-base alloys are called, whose increased mechanical Properties after the heat treatment, in particular their high strength and hardness up to temperatures of 500 ° C and above.
  • the hot hardness of such steels is given by a Elimination mechanism that is considered by the specialist as a secondary hardening increase wherein finest chromium-molybdenum-tungsten-vanadium carbides in Martensite grid are formed.
  • an alloyed material becomes one for the time being Solution heat treatment followed by increased cooling subjected to an alloying addition or phase completely or partially dissolved and kept in supersaturated solution.
  • One then heating to a temperature below the Solution annealing temperature causes a departure of the supersaturation of the (s) of the element (s) or the phase (s), which is a modification of Material properties, usually a material hardness increase causes.
  • Precipitation-hardenable iron base materials generally have alloy contents in% by weight of: Carbon (C) to 0.05 Manganese (Mn) to 2.0 Chrome (Cr) to 16.0 Molybdenum (Mo) to 6.0 Nickel (Ni) to 26.0 Vanadin (V) to 0.4 Kobait (Co) to 10.0 Titanium (Ti) to 3.0 Aluminum (Al) to 0.3
  • the aim of the invention is to provide an alloy which enables the Property profile to improve a total of a manufactured article.
  • the object of the invention is a hot-work tool steel article at the same time high hardness and high toughness, high heat resistance and high to create thermal stability.
  • the object of the invention mentioned at the outset is with an alloy containing in% by weight: Carbon (C) 0.15 to 0.44 Silicon (Si) 0.04 to 0.3 Manganese (Mn) 0.06 to 0.4 Chrome (Cr) 1.2 to 5.0 Molybdenum (Mo) 0.8 to 6.5 Nickel (Ni) 3.4 to 9.8 Vanadin (V) 0.2 to 0.8 Cobalt (Co) 0.1 to 9.8 Aluminum (Al) 1.4 to 3.0 Copper (Cu) below 1.3 Niobium (Nb) below 0.35 Iron (Fe) rest as well as accompanying elements and production-related contamination.
  • an iron-based alloy according to the invention is a carbon content of provided at least 0.15 wt .-%, so that one for a desired Secondary hardening increase sufficient amount of carbide is excreted.
  • higher Carbon concentrations as 0.44 wt .-% can with the provided carbide-forming elements form interfering primary toughening carbides, so that the content of carbon should be between 0.15 and 0.44 wt .-%.
  • the content of silicon must be an advantageous composition of a Desoxidation due to at least 0.04 wt .-%, on the other hand but not higher than 0.3 wt .-%, because higher silicon values the Material toughness adversely affect.
  • Manganese is in a concentration between 0.06 and 0.4 wt .-% provided in the steel according to the invention. Lower levels can cause brittleness in a thermoforming and higher contents disadvantages for the hardenability of the Cause material.
  • Chromium contents below 1.2 wt .-% have an adverse effect on the Cured by the material, those of more than 5.0 wt .-% worsen the thermal stability of the same, because thereby the activity of molybdenum is pushed back.
  • the strong carbide former vanadium is according to the invention with a minimum content of 0.2 wt .-% provided sufficient, stable secondary curing of the Ensure steel. Higher contents than 0.8% by weight of vanadium especially at carbon contents in the upper region of the intended Concentration margin, leading to the excretion of primary carbides, causing the toughness properties of the material are abruptly deteriorated.
  • niobium Although the effect of niobium is similar to that of vanadium, it is remarkable through a formation of very stable carbides, so that the content of niobium should advantageously be less than 0.35 wt .-%.
  • the nickel concentration of the steel and its aluminum content are to be seen in terms of the precipitation kinetics of the phase of Al Fe 2 Ni for hardness increase in a proposed heat treatment technology. At nickel contents below 3.4 wt .-% and at an aluminum concentration of less than 1.4 wt .-% precipitation hardening is pushed back, so the additive increase in hardness as a material during tempering low.
  • Copper can form unwanted, intermetallic phases and should be less Concentration of less than 1.3 wt .-% be contained in the steel.
  • an alloy comprising one or more of the concomitant and impurity elements with the following MAXIMUM concentrations in% by weight: Phosphorus (P) 0.02, preferably 0.005 Sulfur (S) 0,008, preferably 0,003 Copper (Cu) 0.15 preferably 0.06 Titanium (Ti) 0.01, preferably 0.005 Niobium (Nb) 0.001, preferably 0.0005 Nitrogen (N) 0,025, preferably 0,015 Oxygen (O) 0.009, preferably 0,002 Calcium (Ca) 0,003, preferably 0.001 Magnesium (Mg) 0,003, preferably 0.001 Tin (Sn) 0.01, preferably 0.005 Tantalum (Ta) 0.001, preferably 0.0005
  • the secondary hardening superimposed by carbides may be advantageous when the value nickel content refracted by aluminum content in each case in wt .-% between 1.8 and 4.2, preferably between 2.1 and 3.9. This will be a Overhang of a precipitate forming element avoided.
  • the stated object of the invention is according to an improved Property profiles solved with a hot work tool object, if one after produced by a fusion metallurgy or powder metallurgy process Starting material, in particular by hot forming and machining in the form which molded article after a curing Heat treatment secondary precipitated carbides, as well as intermetallic Has precipitates.
  • the total hardness of the material is advantageous by an overlay the secondary hardness increase by carbide precipitations and the Elimination hardening achieved.
  • high material hardness values can be achieved
  • the tempering technology is based on maintaining high material toughness is directed and compared with a hot work tool according to the state of Technique use lower hardening temperatures.
  • This lower one Austenitizing temperature can also provide significant advantages in terms of a low distortion in a tempering treatment of complicated shaped parts to have.
  • the toughness is particularly high at high hardness values and thermal stability up to 50 ° C and more to higher temperatures postponed.
  • a hot-work tool according to the invention which has secondarily precipitated chromium-molybdenum-vanadium mixed carbides and essentially intermetallic phases of the Al Fe 2 Ni type in the microstructure, has a particularly preferred property profile and can be economically produced in conventional hardening plants at comparatively low hardening temperatures ,
  • a pronounced thermal stability of the object can be achieved if the alloy has a ratio of chromium + molybdenum + vanadium broken by carbon, in each case in wt .-% of greater than 13, but less than 19 has.
  • the hardness profile of the materials was determined as a function of the temperature. It is essential that the alloy A according to the invention required an austenitizing temperature of 990 ° C. in order to achieve this hardness, but that of 1050 ° C. was required for the conventional hot-rolled steel B, however.
  • the temperature as shown in Tab. 3A and Tab. 3B, increased in the range between 500 ° C and 600 ° C, the hardness of the inventively assembled sample A to values around 60 HRC, whereas in conventional hot-work steel B, a maximum hardness value of 56 HRC at 500 ° C.
  • a hardness determination on the test specimen at the test temperature was carried out after the Rebound hardness method (Shore hardness) is performed, for which return values So far only a conversion into Vickers hardness values is available.

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Abstract

Die Erfindung betrifft eine Legierung zur Herstellung von Gegenständen mit hoher Warmfestigkeit und Zähigkeit. Weiters bezieht sich die Erfindung auf einen Warmarbeitsstahl-Gegenstand mit hoher Härte, hoher Warmfestigkeit und hoher thermischer Stabilität. Zur Verbesserung des Eigenschaftsprofils bei hoher Arbeitstemperatur ist erfindungsgemäß vorgesehen, dass ein Vormaterial, vorzugsweise mit einer Zusammensetzung in Gew.-%: Kohlenstoff (C), 0,15 bis 0,44; Silizium (Si), 0,04 bis 0,3; Mangan (Mn), 0,06 bis 0,4; Chrom (Cr), 1,2 bis 5,0; Molybdän (Mo), 0,8 bis 6,5; Nickel (Ni), 3,4 bis 9,8; Vanadin (V), 0,2 bis 0,8; Kobalt (Co), 0,1 bis 9,8; Aluminium (Al), 1,4 bis 3,0; Eisen (Fe), Rest durch Warmumformung und Bearbeitung zu einem Gegenstand geformt ist und dieser Gegenstand nach einer Wärmebehandlung im Gefüge sekundär ausgeschiedene Karbide und intermetallische Ausscheidungen aufweist. <IMAGE>

Description

Die Erfindung betrifft eine Legierung zur Herstellung von Gegenständen mit hoher Warmfestigkeit und Zähigkeit.
Im Speziellen bezieht sich die Erfindung auf einen Warmarbeitsstahl-Gegenstand mit hoher Härte, hoher Warmfestigkeit und hoher thermischer Stabilität.
Allgemein können Warmarbeitsstähle als thermisch vergütbare Eisenbasislegierungen bezeichnet werden, deren erhöhte mechanische Eigenschaften nach der Wärmebehandlung, insbesondere deren hohe Festigkeit und Härte bis zu Temperaturen von 500°C und darüber erhalten bleiben.
Den steigenden Anforderungen der technischen Entwicklung entsprechend besteht die allgemeine Forderung an Warmarbeitswerkstoffe deren Güte weiter zu verbessern und insbesondere deren Warmfestigkeit bei hoher thermischer Stabiltiät zu steigern, sowie die Zähigkeit zu erhöhen.
Übliche Warmarbeitstähle sind kohlenstoffhältige Eisenbasislegierungen mit 0,3 bis 0,4 Gew.-% Kohlenstoff (C), deren Härte mit einer Abschreckhärtung durch Martensitbildung im Gefüge und einem Anlassen anforderungsgemäß erhöht wird. Ein Zusatz von Legierungselementen in der Regel in Gew.-%:
Silizium (Si) bis 1,5
Chrom (Cr) 2,5 bis 5,5
Molybdän (Mo) bis 3,0
Vanadin (V) bis 1,0
zum Eisenbasiswerkstoff und eine Anwendung von besonders gestalteten Wärmebehandlungsverfahren gestattet es, aus diesem einen Gegenstand herzustellen, der hohe Werte für gewünschte mechanische Eigenschaften bei einer Verwendungstemperatur bis zu ca. 500°C besitzt. Durch Zulegieren von Wolfram (W) bis 9 Gew.-% und Kobalt (Co) bis 3,0 Gew.-% kann die Einsatztemperatur etwas erhöht werden.
Im Wesentlichen ergibt sich die Warmhärte derartiger Stähle durch einen Ausscheidungsmechanismus, der vom Fachmann als Sekundärhärteanstieg bezeichnet wird, wobei feinste Chrom-Molybdän-Wolfram-Vanadin-Karbide im Martensitgitter gebildet werden.
Eine weitere im Wesen zur Abschreckhärtung unterschiedliche Steigerung der Festigkeit eines Werkstoffes kann durch eine Ausscheidungshärtung erreicht werden. Die Voraussetzung für eine Ausscheidungshärtung ist eine mit der Temperatur abnehmende Löslichkeit eines Legierungszusatzes bzw. von Legierungselementen im Grundmetall.
Bei einer Ausscheidungshärtung wird ein legierter Werkstoff vorerst einer Lösungsglühbehandlung mit einer anschließenden, verstärkten Abkühlung unterworfen, mit welcher ein Legierungszusatz oder eine Phase vollständig oder teilweise in Lösung gebracht und in übersättigter Lösung gehalten wird. Ein anschließendes Erwärmen auf eine Temperatur unterhalb der Lösungsglühtemperatur bewirkt ein Ausscheiden des Übersättigungsanteiles der (des) Elemente(s) oder der Phase(n), was eine Änderung der Werkstoffeigenschaften, in der Regel einen Materialhärteanstieg, bewirkt.
Ausscheidungshärtbare Eisenbasiswerkstoffe besitzen in der Regel Legierungsgehalte in Gew.-% von:
Kohlenstoff (C) bis 0,05
Mangan (Mn) bis 2,0
Chrom (Cr) bis 16,0
Molybdän (Mo) bis 6,0
Nickel (Ni) bis 26,0
Vanadin (V) bis 0,4
Kobait (Co) bis 10,0
Titan (Ti) bis 3,0
Aluminium (Al) bis 0,3
Sowohl die Eisenbasislegierungen mit einer Martensitbildung bei einer Abschreckhärtung, als auch jene, die durch Ausscheidung von Elementen und Phasen eine Änderung ihrer mechanischen Eigenschaften erfahren, haben den Nachteil gemeinsam, dass im jeweiligen Bereich der Legierungszusammensetzung und/oder durch eine Wärmebehandlungstechnologie jeweils nur Einzeleigenschaften, wie zum Beispiel die Härte und Festigkeit oder die Temperaturbeständigkeit, verbessert werden, damit aber ein Abfall von weiteren Eigenschaftswerten, wie zum Beispiel die Materialzähigkeit, die thermische Stabilität und dergleichen, verbunden ist.
Ziel der Erfindung ist es, eine Legierung anzugeben, die es ermöglicht, das Eigenschaftsprofil insgesamt eines daraus gefertigten Gegenstandes zu verbessern. Gemäß der Aufgabe der Erfindung ist ein Warmarbeitstahl-Gegenstand mit gleichzeitig hoher Härte und hoher Zähigkeit, hoher Warmfestigkeit und hoher thermischer Stabilität zu schaffen.
Das Ziel der eingangs genannten Erfindung wird mit einer Legierung, enthaltend in Gew.-%:
Kohlenstoff (C) 0,15 bis 0,44
Silizium (Si) 0,04 bis 0,3
Mangan (Mn) 0,06 bis 0,4
Chrom (Cr) 1,2 bis 5,0
Molybdän (Mo) 0,8 bis 6,5
Nickel (Ni) 3,4 bis 9,8
Vanadin (V) 0,2 bis 0,8
Kobalt (Co) 0,1 bis 9,8
Aluminium (Al) 1,4 bis 3,0
Kupfer (Cu) unter 1,3
Niob (Nb) unter 0,35
Eisen (Fe) Rest
sowie Begleitelemente und herstellungsbedingte Verunreinigungen, erreicht.
Die sich mit der Erfindung ergebenden Vorteile sind im Wesenlichen darin zu sehen, dass durch legierungstechnische Maßnahmen ein Werkstoff geschaffen wurde, bei welchem der Abschreck- oder Martensithärtung eine Ausscheidungshärtung überlagerbar ist. Dabei sind die Aktivitäten der Legierungselemente dem Kohlenstoff gegenüber und jene hinsichtlich der Verbindungs- bzw. Phasenbildung derart günstig gewählt, dass auch bei vergleichsweise niedrigen Austenitisierungstemperaturen eine Härtung durch feinste, sekundäre Karbideausscheidungen, insbesondere Chrom-Molybdän-Vanadin-Karbide, und eine Härtung durch eine Ausscheidung von intermetallischen Phasen, insbesondere von Al Fe2Ni bei der Vergütung gleichzeitig erfolgen und eine hohe Warmhärte bei hoher Zähigkeit des Werkstoffes erreicht wird.
Gemäß der Erfindung ist auch eine Durchhärtbarkeit von großen Teilen verbessert möglich, weil legierungstechnisch ein entsprechendes thermisches Umwandlungsverhalten des Werkstoffes eingestellt ist. Desgleichen sind die Anlassbeständigkeit und somit die thermische Stabilität des vergüteten Materials bei hoher Härte wesentlich verbessert.
In einer Eisenbasislegierung nach der Erfindung ist ein Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,15 Gew.-% vorgesehen, damit eine für einen gewünschten Sekundärhärteanstieg ausreichende Karbidmenge ausscheidbar ist. Höhere Kohlenstoffkonzentrationen als 0,44 Gew.-% können mit den vorgesehenen karbidbildenden Elementen störende, die Zähigkeit mindernde Primärkarbide bilden, so dass der Gehalt an Kohlenstoff zwischen 0,15 und 0,44 Gew.-% betragen soll.
Der Gehalt an Silizium muss einer vorteilhaften Zusammensetzung eines Desoxidationsproduktes wegen mindestens 0,04 Gew.-% betragen, soll andererseits jedoch nicht höher als 0,3 Gew.-% sein, weil höhere Siliziumwerte die Materialzähigkeit nachteilig beeinflussen.
Mangan ist mit einer Konzentration zwischen 0,06 und 0,4 Gew.-% erfindungsgemäß im Stahl vorgesehen. Niedrigere Gehalte können eine Brüchigkeit bei einer Warmformgebung und höhere Gehalte Nachteile für die Härtbarkeit des Materials bewirken.
Die Gehalte an Chrom, Molybdän und Vanadin sind wichtig für eine gewünschte Sekundärhärtebildung des Werkstoffes bei der Vergütung und sollen gemeinsam betrachtet werden. Chromgehalte unter 1,2 Gew.-% wirken sich nachteilig auf die Durchhärtbarkeit des Materials aus, solche von über 5,0 Gew.-% verschlechtern die thermische Stabilität desselben, weil dadurch die Aktivität des Molybdäns zurückgedrängt wird.
Bei Molybdän-Konzentrationen unter 0,8 Gew.-% wird im Zuge der Wärmebehandlung zuwenig von diesem Element in Lösung gebracht, was zu niedrigen Sekundärhärtewerten führt. Über 6,5 Gew.-% Molybdän im Stahl kann einen zu hohen Karbidanteil bewirken, was Zähigkeitseinbußen des Materials und wirtschaftliche Nachteile erbringen kann.
Der starke Karbidbildner Vanadin ist erfindungsgemäß mit einem Mindestgehalt von 0,2 Gew.-% vorgesehen, um eine ausreichende, stabile Sekundärhärtung des Stahles sicher zustellen. Höhere Gehalte als 0,8 Gew.-% Vanadin können insbesondere bei Kohlenstoffgehalten im oberen Bereich der vorgesehenen Konzentrationsspanne, zur Ausscheidung von primären Karbiden führen, wodurch die Zähigkeitseigenschaften des Werkstoffes sprunghaft verschlechtert werden.
Die Wirkung von Niob ist zwar ähnlich derjenigen von Vanadin, zeichnet sich jedoch durch eine Bildung von sehr stabilen Karbiden aus, sodass der Gehalt an Niob vorteilhaft unter 0,35 Gew.-% betragen soll.
Zur Sicherstellung eines gewünschten Sekundärhärteanstieges bei einem Anlassen des Martensitgefüges der erfindungsgemäßen Legierung weist diese somit bei einer Kohlenstoffkonzentration von 0,15 bis 0,44 Gew.-% Gehalte in Gew.-% an Chrom von 1,2 bis 5,0, Molybdän von 0,8 bis 6,5 und an Vanadin von 0,2 bis 0,8 auf.
Die Nickelkonzentration des Stahles und dessen Aluminiumgehalt sind im Hinblick auf die Ausscheidungskinetik der Phase von Typ Al Fe2Ni zur Härtesteigerung bei einer vorgesehenen Wärmebehandlungstechnologie zu sehen. Bei Nickelgehalten unter 3,4 Gew.-% und bei einer Aluminium-Konzentration von weniger als 1,4 Gew.-% ist eine Ausscheidungshärtung zurückgedrängt, also der additive Härteanstieg als Werkstoffes beim Anlassen gering.
Höhere Gehalte als 9,8 Gew.-% Nickel verschieben die δ/α Umwandlung zu tieferen Temperaturen, was zu Problemen bei der Weichglühbehandlung des Stahles, einer hohen Bearbeitungshärte und der Störung der Ausscheidungskinetik führen kann.
Gehalte über 3,0 Gew.-% Aluminum fördern in nachteiliger Weise einen hohen DELTA-(δ)-Ferrit-Bereich im Umwandlungsverhalten, eine Nitridbildung und senken die Materialzähigkeit der Legierung.
Erfindungsgemäß liegt daher der Nickelgehalt und der Aluminumgehalt des Stahles in Gew.-% in den Bereichen 3,4 bis 9,8 Nickel und 1,4 bis 3,0 Aluminium.
Kupfer kann unerwünschte, intermetallische Phasen bilden und soll von geringer Konzentration von unter 1,3 Gew.-% im Stahl enthalten sein.
Zur weiteren Verbesserung des Eigenschaftsprofiles der erfindungsgemäßen Legierung kann vorgesehen sein, dass diese ein oder mehrere der Elemente mit folgenden Konzentrationen in Gew.-% aufweist:
Kohlenstoff (C) 0,25 bis 0,4, vorzugsweise 0,31 bis 0,36
Silizium (Si) 0,1 bis 0,25, vorzugsweise 0,15 bis 0,19
Mangan (Mn) 0,15 bis 0,3, vorzugsweise 0,2 bis 0,29
Chrom (Cr) 1,9 bis 2,9, vorzugsweise 2,2 bis 2,8
Molybdän (Mo) 1,2 bis 4,5, vorzugsweise 2,1 bis 2,9
Nickel (Ni) 5,0 bis 7,6, vorzugsweise 5,6 bis 7,1
Vanadin (V) 0,24 bis 0,6, vorzugsweise 0,25 bis 0,4
Kobalt (Co) 1,4 bis 7,9, vorzugsweise 1,6 bis 2,9
Aluminium (Al) 1,6 bis 2,9, vorzugsweise 2,1 bis 2,8
Durch diese engeren Gehaltsbereiche von Elementen in der chemischen Zusammensetzung des Stahles kann eine weitere Eigenschaftsverbesserung der daraus hergestellten Gegenstände erreicht werden.
Von besonderer Wichtigkeit für insgesamt hohe mechanische Stahlwerte, insbesondere aber auch für hohe Zähigkeitseigenschaften des Werkstoffes ist ein limitierter Anteil von Beimengungen.
In einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung ist eine Legierung vorgesehen, enthaltend eine oder mehrere der Begleit- und Verunreinigungselemente mit folgenden MAXIMAL-Konzentrationen in Gew.-%:
Phosphor (P) 0,02, vorzugsweise 0,005
Schwefel (S) 0,008, vorzugsweise 0,003
Kupfer (Cu) 0,15, vorzugsweise 0,06
Titan (Ti) 0,01, vorzugsweise 0,005
Niob (Nb) 0,001, vorzugsweise 0,0005
Stickstoff (N) 0,025, vorzugsweise 0,015
Sauerstoff (O) 0,009, vorzugsweise 0,002
Calzium (Ca) 0,003, vorzugsweise 0,001
Magnesium (Mg) 0,003, vorzugsweise 0,001
Zinn (Sn) 0,01, vorzugsweise 0,005
Tantal (Ta) 0,001, vorzugsweise 0,0005
Um eine besonders ausgeprägte, der Sekundärhärtung durch Karbide überlagerte, Ausscheidungshärtbarkeit der Legierung zu erreichen, kann von Vorteil sein, wenn der Wert Nickelgehalt gebrochen durch Aluminiumgehalt jeweils in Gew.-% zwischen 1,8 und 4,2, vorzugsweise zwischen 2,1 und 3,9 beträgt. Dadurch wird ein Überhang eines die Ausscheidung bildenen Elementes vermieden.
Die gestellte Aufgabe der Erfindung wird gemäß eines verbesserten Eigenschaftsprofiles bei einem Warmarbeitsstahl-Gegenstand gelöst, wenn ein nach einem schmelzmetallurgischen oder pulvermetallurgischen Verfahren hergestelltes Vormaterial, insbesondere durch Warmumformung und Bearbeitung in Form gebracht wurde, welcher geformte Gegenstand nach einer aushärtenden Wärmbehandlung sekundär ausgeschiedene Karbide, sowie intermetallische Ausscheidungen aufweist.
Die Gesamthärte des Werkstoffes wird dabei vorteilhaft durch eine Überlagerung des Sekundärhärteanstieges durch Karbidausscheidungen und der Ausscheidungshärtung erreicht. Dadurch können hohe Materialhärtewerte erzielt werden, obwohl die Vergütetechnologie auf einen Erhalt hoher Werkstoffzähigkeit gerichtet ist und im Vergleich mit einem Warmarbeitsstahl nach dem Stand der Technik niedere Härtetemperaturen Verwendung finden. Diese niedrigere Austenitisierungstemperatur kann auch wesentliche Vorteile hinsichtlich eines geringen Verzuges bei einer Vergütungsbehandlung kompliziert geformter Teile haben.
Werden jedoch die Härtetemperaturen auf einem hohen Niveau eingestellt, so ergeben sich bei sonst üblichen guten Materialzähigkeiten extrem hohe Härtewerte des Stahlgegenstandes.
Wenn im Gefüge des Warmarbeitsstahl-Gegenstandes ein Verhältnis intermetallische Ausscheidungen gebrochen durch sekundär ausgeschiedene Karbide jeweils in Vol.-% von kleiner 3,0, vorzugsweise von 1,0 und kleiner, jedoch über 0,38, gegeben ist, sind bei hohen Härtewerten die Zähigkeit besonders hoch und die thermische Stabilität um bis zu 50°C und mehr zu höheren Temperaturen verschoben.
Ein Warmarbeitsstahl-Gegenstand nach der Erfindung, welcher sekundär ausgeschiedene Chrom-Molybdän-Vanadin-Mischkarbide und im Wesentlichen intermetallische Phasen des Types Al Fe2Ni im Gefüge aufweist, hat ein besonders bevorzugtes Eigenschaftsprofil und kann in üblichen Härteanlagen bei vergleichsweise niedrigen Härtetemperaturen wirtschaftlich hergestellt sein.
Eine ausgeprägte thermische Stabilität des Gegenstandes kann erreicht werden, wenn die Legierung einen Verhältniswert von Chrom + Molybdän + Vanadin gebrochen durch Kohlenstoff jeweils in Gew.-% von größer 13, jedoch kleiner 19 besitzt.
An Hand von einige Untersuchungsergebnissen und Darstellungen soll die Erfindung beispielhaft näher erläutet werden.
Aus einer erfindungsgemäßen Legierung A, aus einem üblichen Warmarbeitsstahl B und aus einem ausscheidungshärtenden Stahl C (Maraging Stahl) wurden Proben hergestellt, thermisch vergütet und deren Materialeigenschaften untersucht. Die Legierungen weisen die in Tab. 1 angegebenen chemischen Zusammensetzungen auf:
Element Legierung A Legierung B Legierung C
C 0,32 0,38 0,13
Si 0,18 0,40 <0,05
Mn 0,25 0,33 <0,02
Cr 2,45 4,79 0,11
Mo 2,43 2,78 5,26
Ni 6,46 0,18 18,01
V 0,28 0,62 0,02
Co 1,97 <0,05 8,71
Al 2,46 0,016 0,13
Cu 0,06 0,07 0,08
Nb <0,005 <0.005 <0.005
Fe bal. bal. bal.
P 0,008 0,015 <0,005
S 0,001 0,001 0,009
Ti <0,005 <0,005 0,79
N 0.0048 0,0068 0,0017
O 0,0022 0,0023 0,0007
Ca
Mg
Sn <0,005 <0,005 0,009
Ta
Am Probematerial erfolgte vorerst eine Messung der thermischen Ausdehnung α [10-6/K] in Abhängigkeit der Temperatur bei einer Ausgangshärte des Werkstoffes von 50 bis 52 HRC. Die aus Tab. 2 entnehmbaren Werte zeigen, dass im Vergleich mit einem konventionellen Warmarbeitsstahl B die erfindungsgemäße Legierung eine geringere Ausdehnung aufweist, was auch auf eine bessere Formstabilität bei einer Wärmebehandlung hinweist.
Temperatur [°C] A B C
100 10,8 11,2 9
200 11,2 11,61 9,5
300 11,7 12 9,95
400 12,2 12,5 10,44
500 12,7 12,9 10,9
Nach einer Härtung auf jeweils ca. 55 HRC von Proben aus der erfindungsgemäßer Legierung A und des konventionellen Warmarbeitsstahles B wurde der Härteverlauf der Werkstoffe in Abhängigkeit der Temperatur ermittelt. Dabei ist von wesentlicher Bedeutung, dass zur Erreichung dieser Härte die erfindungsgemäße Legierung A eine Austenitisierungstemperatur von 990°C benötigte, beim üblichen Warmarbeitsstahl B jedoch eine solche von 1050°C erforderlich war. In Abhängigkei der Temperatur, wie aus Tab. 3A und Tab. 3B ersichtlich, stieg im Bereich zwischen 500°C und 600°C die Härte der erfindungsgemäß zusammengesetzten Probe A auf Werte um 60 HRC an, wo hingegen beim konventionellen Warmarbeitsstahl B ein maximaler Härtewert von 56 HRC bei 500°C ermittelt wurde.
A
Temperatur		 Härte In HRC
25 54
100 54
200 50
300 51
400 54
500 60
530 60
560 60
590 59
620 55
650 49
680 43
B
Temperatur		 Härte In HRC
25 55
300 52
400 53
500 54
530 53
560 52
590 50
620 47
650 43
In graphischer Darstellung ist in Fig. 1 der jeweilige Härteverlauf in Abhängigkeit der Temperatur des erfindungsgemäßen Werkstoffes A und der Warmarbeitstahllegierung B nach dem Stand der Technik vergleichend gezeigt.
Ausgehend von gleicher Härte, die jedoch mit einer gegebenenfalls vorteilhaften geringeren Austenitisierungstemperatur erreicht wird, erfolgt bei der erfindungsgemäßen Legierung A durch einen überlagerten Ausscheidungsmechanismus, bei welchem Al Fe2Ni - Ausscheidungen in feinster Form im Gefüge gebildet werden, ein wesentlich größerer Anstieg der Warmhärte des Gegenstandes, wobei diese auch bei höheren Temperaturen erhalten bleibt.
Basierend auf einer Härteangabe nach Vickers erfolgte die Untersuchung:des Erweichungsverhaltens der Werkstoffe in Abhängigkeit der Zeit bei einer Temperaur von 650°C.
Eine Härteermittlung am Probekörper bei der Prüftemperatur wurde nach der Rückprallhärtemethode (Shore hardness) durchgeführt, für welche Rücksprungwerte bislang lediglich eine Umrechnung in Vickers-Härtewerte vorliegt.
Ausgehend von annähernd gleicher Härte bei Raumtemperatur und zwar von 50 - 52 HRC, welche für die Legierungen A, B und C mit einer Zusammensetzung gemäß Tab. 1 durch unterschiedliche in der Untersuchungsbeilage Ergebnis-Blatt 1 angegebene thermische Vergütungsverfahren erreicht wurden, erfolgte eine Härteprüfung über die Zeit bei 650°C.
Im Vergleich mit einem konventionellen Warmarbeitsstahl B und einem Maragingstahl C wies die erfindungsgemäße Legierung A bei gleicher Ausgangshärte bei 650°C, während einer Zeit von bis zu 1000 Minuten die höchste Werkstoffhärte auf. Nach dieser Zeit besaß der Maragingstahl C eine höhere Härte bei hoher thermischer Stabilität, wo hingegen der erfindungsgemäße Warmarbeitstahl A bis zu ca. 2000 Minuten etwa 10 % seiner Härte verlor. Die thermische Stabilität des konventionellen Warmarbeitsstahl B war gering; der Härteunterschied im Vergleich mit der erfindungsgemäßen Legierung A vergrößerte sich bis 1000 Minuten stetig.
Ausgangshärte: 50-52 HRC
Wärmebehandlung:
A Härten Anlassen 990 °C // 30 min // Olabschreckung 640°C // 3x1 h // Luftabkühlung
B Härten Anlassen 1050°C // 30 min // Ölabschreckung 550°C // 1h // Luftabkühlung + 610°C // 2 h // Luftabkühlung
C Härten Anlassen 820°C // 30 min // Olabschreckung 570°C // 3 h // Luftabkühlung
Erweichungsverhatten
A (=betrachtete Legierung) B (konventioneller Warmabeitsstahl) C ( Maragingstahl)
Zeit [min] Härte [HV] Zeit [min] Härte [HV] Zeit [min] Härte [HV]
2,89034 346,95705 2,89034 336,2518 2,89034 294,89709
4,06581 355,72974 4,08581 335,64438 4,08581 298,33194
5,77573 362,37786 5,77573 332,74216 5,77573 300,39692
8,16463 367,00547 8,16463 327,7911 8,16463 301,23444
11,54158 369,71665 11,54158 321,03717 11,54158 300,98688
16,31528 370,61546 16,31528 312,72632 16,31528 299,79666
23,06342 369,806 23,06342 303,10452 23,06342 297,80617
32,60264 367,39232 32,60264 292,41773 32,60264 295,1578
46,08737 363,47851 46,08737 280,91191 46,08737 291,99397
65,1495 358,16863 65,1495 268,83304 65,1495 288,45706
92,09588 351,56676 92,09588 256,42706 92,09588 284,68948
130,18751 343,77697 130,18751 243,93995 130,18751 280,83363
184,03416 334,90334 184,03416 231,61767 184,03416 277,0319
260,15225 325,04994 260,15225 219,70618 260,15225 273,4267
367,75342 314,32084 367,75342 208,45144 367,75342 270,16042
519,85933 302,82012 519,85933 198,09942 519,85933 267,37547
734,87754 290,65184 734,87754 188,89607 734,87754 265,21424
1038,8291 277,92009 1038,8291 181,08737 1038,8291 263,81913
1468,49759 264,72894
2075,8806 251,18246
Figure 00120001

Claims (8)

  1. Legierung zur Herstellung von Gegenständen mit hoher Warmfestigkeit und Zähigkeit enthaltend in Gew.-%: Kohlenstoff (C) 0,15 bis 0,44 Silizium (Si) 0,04 bis 0,3 Mangan (Mn) 0,06 bis 0,4 Chrom (Cr) 1,2 bis 5,0 Molybdän (Mo) 0,8 bis 6,5 Nickel (Ni) 3,4 bis 9,8 Vanadin (V) 0,2 bis 0,8 Kobalt (Co) 0,1 bis 9,8 Aluminium (Al) 1,4 bis 3,0 Kupfer (Cu) unter 1,3 Niob (Nb) unter 0,35 Eisen (Fe) Rest
    sowie Begleitelemente und herstellungsbedingte Verunreinigungen.
  2. Legierung nach Anspruch 1, enthaltend ein oder mehrere der Elemente mit folgenden Konzentrationen in Gew.-%: Kohlenstoff(C) 0,25 bis 0,40, vorzugsweise 0,31 bis 0,36 Silizium (Si) 0,10 bis 0,25, vorzugsweise 0,15 bis 0,19 Mangan (Mn) 0,15 bis 0,30, vorzugsweise 0,20 bis 0,29 Chrom (Cr) 1,9 bis 2,9, vorzugsweise 2,2 bis 2,8 Molybdän (Mo) 1,2 bis 4,5, vorzugsweise 2,1 bis 2,9 Nickel (Ni) 5,0 bis 7,6, vorzugsweise 5,6 bis 7,1 Vanadin (V) 0,24 bis 0,6, vorzugsweise 0,25 bis 0,4 Kobalt (Co) 1.4 bis 7,9, vorzugsweise 1,6 bis 2,9 Aluminium (Al) 1,6 bis 2,9, vorzugsweise 2,1 bis 2,8
  3. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, enthaltend ein oder mehrere der Begleit- und Verunreinigungselemente mit folgenden MAXIMAL-Konzentrationen in Gew.-%: Phosphor (P) 0,02, vorzugsweise 0,005 Schwefel (S) 0,008, vorzugsweise 0,003 Kupfer (Cu) 0,15, vorzugsweise 0,06 Titan (Ti) 0,01, vorzugsweise 0,005 Niob (Nb) 0,001, vorzugsweise 0,0005 Stickstoff (N) 0,025, vorzugsweise 0,015 Sauerstoff (O) 0,009, vorzugsweise 0,002 Calzium (Ca) 0,003, vorzugsweise 0,001 Magnesium (Mg) 0,003, vorzugsweise 0,001 Zinn (Sn) 0,01, vorzugsweise 0,005 Tantal (Ta) 0,001, vorzugsweise 0,0005
  4. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei der Wert Nickelgehalt gebrochen durch Aluminiumgehalt jeweils in Gew.-% zwischen 1,8 und 4,2, vorzugsweise zwischen 2,1 und 3,9 beträgt NiAl = 1,8 bis 4,2, vorzugsweise 2,1 bis 3,9
  5. Warmarbeitsstahl-Gegenstand mit hoher Härte, hoher Warmfestigkeit und hoher thermischer Stabilität, wobei ein nach einem schmelzmetallurgischen oder pulvermetallugischen Verfahren hergestelltes Vormaterial bevorzugt mit einer in den vorgeordneten Ansprüchen gekennzeichneten chemischen Zusammensetzung, insbesondere durch Warmumformung und Bearbeitung in Form gebracht wurde, welcher geformte Gegenstand nach einer aushärtenden Wärmebehandlung im Gefüge sekundär ausgeschiedene Karbide, sowie intermetallische Ausscheidungen aufweist.
  6. Warmarbeitsstahlgegenstand nach Anspruch 5, der im Gefüge ein Verhältnis intermetallischer Ausscheidungen gebrochen durch sekundär ausgeschiedene Karbide jeweils in Vol.-% von kleiner 3,0, vorzugsweise von 1,0 und kleiner, jedoch über 0,38, besitzt.
  7. Warmarbeitsstahlgegenstand nach Anspruch 5 oder 6, welcher sekundär im Gefüge ausgeschiedene Chrom-Molybdän-Vanadin-Mischkarbide und im Wesentlichen intermetallische Phasen des Types Al Fe2 Ni im Gefüge aufweist.
  8. Warmarbeitsstahl-Gegenstand nach einem der Ansprüche 5 bis 7, welcher in seiner chemischen Zusammensetzung einen Verhältniswert von Chrom + Molybdän + Vanadin gebrochen durch Kohlenstoff jeweils in Gew.-% von größer 12, jedoch kleiner 19 besitzt. 12 < Cr + Mo + VC < 19
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