RU2744788C2 - Сталь, подходящая для инструментов формования пластмасс - Google Patents

Сталь, подходящая для инструментов формования пластмасс Download PDF

Info

Publication number
RU2744788C2
RU2744788C2 RU2019100694A RU2019100694A RU2744788C2 RU 2744788 C2 RU2744788 C2 RU 2744788C2 RU 2019100694 A RU2019100694 A RU 2019100694A RU 2019100694 A RU2019100694 A RU 2019100694A RU 2744788 C2 RU2744788 C2 RU 2744788C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel
vol
powder
matrix contains
following requirements
Prior art date
Application number
RU2019100694A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2019100694A3 (ru
RU2019100694A (ru
Inventor
Венката Сешендра КАРАМЧЕДУ
Анна МЕДВЕДЕВА
Кристос ОЙКОНОМУ
Еспер Эрик Йоаким СПАРРЕВОН ВАНГ
Петтер ДАММ
Original Assignee
Уддехольмс АБ
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Уддехольмс АБ filed Critical Уддехольмс АБ
Publication of RU2019100694A publication Critical patent/RU2019100694A/ru
Publication of RU2019100694A3 publication Critical patent/RU2019100694A3/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2744788C2 publication Critical patent/RU2744788C2/ru

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
    • B22F1/05—Metallic powder characterised by the size or surface area of the particles
    • B22F1/052—Metallic powder characterised by the size or surface area of the particles characterised by a mixture of particles of different sizes or by the particle size distribution
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/10—Sintering only
    • B22F3/105—Sintering only by using electric current other than for infrared radiant energy, laser radiation or plasma ; by ultrasonic bonding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/115—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces by spraying molten metal, i.e. spray sintering, spray casting
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/14—Both compacting and sintering simultaneously
    • B22F3/15—Hot isostatic pressing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/20—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces by extruding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/06—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material
    • B22F9/08—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying
    • B22F9/082—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying atomising using a fluid
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
    • B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
    • B33Y70/00—Materials specially adapted for additive manufacturing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
    • B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
    • B33Y80/00—Products made by additive manufacturing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C33/0257—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements
    • C22C33/0278—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements with at least one alloying element having a minimum content above 5%
    • C22C33/0285—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements with at least one alloying element having a minimum content above 5% with Cr, Co, or Ni having a minimum content higher than 5%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C4/00—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge
    • C23C4/04—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge characterised by the coating material
    • C23C4/06—Metallic material
    • C23C4/067—Metallic material containing free particles of non-metal elements, e.g. carbon, silicon, boron, phosphorus or arsenic
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/20—Direct sintering or melting
    • B22F10/25—Direct deposition of metal particles, e.g. direct metal deposition [DMD] or laser engineered net shaping [LENS]
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/20—Direct sintering or melting
    • B22F10/28—Powder bed fusion, e.g. selective laser melting [SLM] or electron beam melting [EBM]
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/30—Process control
    • B22F10/36—Process control of energy beam parameters
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/30—Process control
    • B22F10/36—Process control of energy beam parameters
    • B22F10/366—Scanning parameters, e.g. hatch distance or scanning strategy
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/60—Treatment of workpieces or articles after build-up
    • B22F10/64—Treatment of workpieces or articles after build-up by thermal means
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Optics & Photonics (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
  • Moulds For Moulding Plastics Or The Like (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Coating By Spraying Or Casting (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, а именно к стали, используемой для производства инструментов формования пластмасс, в частности для изготовления пресс-форм. Сталь состоит из, мас.%: C: 0,02-0,04, Si: 0,1-0,4, Mn: 0,1-0,5, Cr: 11-13, Ni: 7-10, Cr+Ni: 19-23, Mo: 1-25, Al: 1,4-2,0, N: 0,01-0,75, при необходимости по меньшей мере один из: Cu: 0,05-2,5, B: 0,002-2,0, S: 0,01-0,25, Nb: ≤0,01, Ti: ≤2, Zr: ≤2, Ta: ≤2, Hf: ≤2, Y: ≤2, Ca: 0,0003-0,009, Mg: ≤0,01, O: 0,003-0,80 и РЗМ: ≤0,2, остальное - Fe и примеси. Микроструктура стали удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих требований: матрица содержит ≥ 75 об. % мартенсита, размер всех частиц AlN составляет ≤ 4 мкм. Сталь имеет высокую прочность и вязкость разрушения, а также высокую чистоту, хорошую полируемость и однородные свойства, в том числе при больших размерах. 4 н. и 6 з.п. ф-лы, 1 табл., 3 пр.

Description

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ
Изобретение относится к стали. В частности, изобретение относится к дисперсионно твердеющей стали, подходящей для производства инструментов формования пластмасс.
ПРЕДПОСЫЛКИ ИЗОБРЕТЕНИЯ
Дисперсионно твердеющие нержавеющие стали включают в себя стали 17-7PH, 17-4 PH, 15-5 PH, PH 15-7Mo, PH 14-8Mo и PH 13-8Mo. Последняя сталь также обозначается как 1.4534, X3CrNiMoAl13-8-2 и S13800. Химический состав стали PH 13-8Mo таков (в мас. %): C: ≤ 0,05, Si: ≤ 0,1, Mn: ≤ 0,1, P: ≤ 0,01, S: ≤ 0,008, Cr: 12,25-13,25, Ni: 7,5-8,5, Mo: 2,0-2,5, N: ≤ 0,01, Ti: ≤ 0,1, Al: 0,8-1,35, остальное – Fe. Сталь этого типа известна как Böhler N709.
В EP 459547 раскрывается дисперсионно твердеющая нержавеющая сталь, предназначенная для пресс-форм формования пластмасс, в которой содержание азота ограничено в максимально возможной степени для того, чтобы избежать образования твердых нитридов, которые ухудшают полируемость.
Стали этого типа обычно используются для деталей, требующих высокой прочности и хорошей вязкости разрушения. Типичными применениями этих сталей являются детали летательных аппаратов, пружины и пресс-формы для пластмасс.
Эти стали часто поставляются в обработанном на твердый раствор состоянии и упрочняются путем старения до твердости в диапазоне 34-52 HRC. Важными свойствами являются высокая прочность и коррозионная стойкость, а также хорошая полируемость. В дополнение к этому, стали пресс-форм для пластмасс должны также иметь хорошую обрабатываемость резанием и хорошие сварочные свойства, чтобы эти стали могли свариваться без предварительного нагрева и последующего нагрева.
РАСКРЫТИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ
Настоящее изобретение направлено на состав, альтернативный сплаву типа PH 13-8Mo.
Задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы предложить сталь, имеющую улучшенный профиль свойств и являющуюся подходящей для формования пластмасс. В частности, настоящее изобретение нацелено на обеспечение дисперсионно твердеющей стали для пресс-форм, имеющей высокую прочность и вязкость разрушения, а также высокую чистоту, хорошую полируемость и однородные свойства, в т.ч. при больших размерах. В дополнение к этому, изобретение нацелено на обеспечение стали в виде порошка, в частности, но не ограничиваясь этим, стального порошка, подходящего для аддитивного производства (AM).
Дополнительная задача состоит в том, чтобы предложить сталь, которая могла бы использоваться для получения изделий, имеющих длительный срок службы.
Решение вышеуказанных задач, а также дополнительные преимущества достигаются в значительной степени путем обеспечения стали, охарактеризованной в пунктах формулы изобретения на сталь. Высокая и однородная твердость в сочетании с высокой вязкостью приводит к стали с хорошей стойкостью к вдавливаниям и к минимальному риску неожиданного отказа, приводя к более безопасным пресс-формам с более длительным сроком службы. Авторы настоящего изобретения нашли, что возможно получить хорошую полируемость стали при условии, что максимальный размер твердых нитридов алюминия контролируется на уровне не более чем 4 мкм.
Настоящее изобретение охарактеризовано в формуле изобретения.
Главная задача решается путем обеспечения стали, состоящей из, в массовых % (мас. %):
Figure 00000001
необязательно
Figure 00000002
Fe и примеси – остальное.
Предпочтительно, эта сталь удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих требований:
Figure 00000003
и/или эта сталь имеет среднюю твердость в диапазоне 320-510 HBW10/3000, причем сталь имеет толщину по меньшей мере 100 мм и максимальное отклонение от среднего значения твердости по Бринелю в направлении по толщине, измеренное в соответствии со стандартом ASTM E10-01, составляет менее 10%, предпочтительно менее 7%, менее 5%, менее 3% или даже менее 1%, и причем минимальное расстояние центра отпечатка индентора от края образца или от края другого отпечатка индентора должно быть в по меньшей мере два с половиной раза больше диаметра отпечатка индентора, а максимальное расстояние должно не более чем в 4 раза превышать диаметр отпечатка индентора,
и/или
эта сталь имеет чистоту, удовлетворяющую следующим максимальным требованиям относительно микрошлака в соответствии со стандартом ASTM E45-97, Способ A:
A A B B C C D D
T H T H T H T H
1,5 1,0 1,5 1,0 1,0 1,0 1,5 1,0
Предпочтительно, эта сталь имеет чистоту, удовлетворяющую следующим максимальным требованиям:
A A B B C C D D
T H T H T H T H
1,0 0 1,5 1,0 0 0 1,5 1,0
Эта сталь может быть легирована серой (S) для того, чтобы улучшить обрабатываемость резанием. Однако она не нуждается в легировании серой, в частности, при получении методом порошковой металлургии (PM). Тогда состав стали может удовлетворять по меньшей мере одному из следующих требований:
Figure 00000004
причем микроструктура может удовлетворять по меньшей мере одному из следующих требований:
матрица содержит ≥ 75 об. % мартенсита,
матрица содержит ≤ 7 об. % дельта-феррита,
матрица содержит 2-20 об. % аустенита,
твердость матрицы составляет 40-56 HRC,
размер всех частиц AlN составляет ≤ 4 мкм,
ударная вязкость без надреза составляет ≥ 200 Дж,
предел текучести при сжатии Rc0,2 на 10-30% выше, чем предел текучести при растяжении Rp0,2.
В одном конкретном варианте осуществления сталь удовлетворяет следующим требованиям:
Figure 00000005
причем микроструктура удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих требований:
матрица содержит ≥ 80 об. % мартенсита,
матрица содержит 4-20 об. % аустенита.
Эта легированная сталь может быть обеспечена в виде предварительно легированного порошка, имеющего приведенный выше состав.
Этот предварительно легированный порошок может быть получен распылением газом. Предпочтительно, чтобы по меньшей мере 80% частиц порошка имели размер в диапазоне 5-150 мкм, так что порошок удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих требований:
Figure 00000006
причем SPHT=4πA/P2, где A - измеренная площадь, покрываемая проекцией частицы, а P – измеренный периметр/окружность проекции частицы, и сферичность (SPHT) измерена прибором Camsizer в соответствии со стандартом ISO 9276-6, и при этом b – самая короткая ширина проекции частицы, а l – ее самый длинный диаметр.
Возможно даже, чтобы по меньшей мере 90% частиц порошка имели размер в диапазоне 10-100 мкм, и чтобы порошок удовлетворял по меньшей мере одному из следующих требований:
Figure 00000007
Предварительно легированный порошок, описанный выше, может использоваться для формирования изделия путем использования способа аддитивного производства. Изделие может удовлетворять по меньшей мере одному из следующих требований:
матрица содержит ≥ 80 об. % мартенсита,
матрица содержит ≤ 5 об. % дельта-феррита,
матрица содержит 2-20 об. % аустенита,
твердость матрицы составляет 34-56 HRC,
размер всех частиц AlN составляет ≤ 4 мкм,
значение ударной вязкости по Шарпи образца с V-образным надрезом в направлении, перпендикулярном направлению построения, составляет ≥ 5 Дж,
предел прочности при растяжении Rm в направлении, перпендикулярном направлению построения, составляет ≥ 1600 МПа,
предел текучести Rc0,2 в направлении, перпендикулярном направлению построения, составляет ≥ 1500 МПа,
предел текучести при сжатии Rc0,2 в направлении, перпендикулярном направлению построения, является на по меньшей мере 10% более высоким, чем предел текучести при растяжении Rp0,2.
Предпочтительно, изделие является по меньшей мере частью пресс-формы для формования пластмасс, и упомянутое изделие может необязательно удовлетворять по меньшей мере одному из следующих требований:
матрица содержит ≥ 85 об. % мартенсита,
матрица содержит ≤ 2 об. % дельта-феррита,
матрица содержит 4-15 об. % аустенита,
твердость матрицы составляет 40-50 HRC,
значение ударной вязкости по Шарпи образца с V-образным надрезом в направлении, перпендикулярном направлению построения, составляет ≥ 10 Дж,
Изобретение также направлено на применение предварительно легированного порошка по изобретению для изготовления твердого объекта путем использования любого из методов горячего изостатического прессования, порошкового прессования и аддитивного производства, или для обеспечения поверхностного слоя на подложке путем термонапыления, лазерного плакирования, холодного напыления или наплавки.
ПОДРОБНОЕ ОПИСАНИЕ
Важность отдельных элементов и их взаимодействие друг с другом, а также ограничения для химических ингредиентов заявляемого сплава кратко объясняются в следующем описании. Все проценты в химическом составе стали даны в массовых процентах (мас. %) по всему описанию. Количество твердых фаз дано в объемных процентах (об. %). Верхние и нижние пределы для отдельных элементов могут свободно комбинироваться в пределах, указанных в формуле изобретения.
Углерод (0,02-0,04%)
Углерод является эффективным для улучшения прочности и твердости стали. Однако, если его содержание является слишком высоким, сталь может стать труднообрабатываемой резанием после охлаждения от горячей обработки давлением. C должен присутствовать в минимальном количестве 0,02%, предпочтительно по меньшей мере 0,025%. Верхний предел для углерода составляет 0,04%, предпочтительно 0,035%. Номинальное содержание составляет 0,030%.
Кремний (0,1-0,4%)
Кремний используется для раскисления. Si также является сильным ферритообразователем. Поэтому содержание Si ограничено до 0,45%. Верхний предел может составлять 0,40, 0,35, 0,34, 0,33, 0,32, 0,31, 0,30, 0,29 или 0,28%. Нижний предел может составлять 0,12, 0,14, 0,16, 0,18 или 0,20%. Предпочтительными диапазонами являются 0,15-0,40% и 0,20-0,35%.
Марганец (0,1-0,5%)
Марганец способствует улучшению прокаливаемости стали. Если содержание Mn является слишком низким, то прокаливаемость может стать слишком низкой. При более высоких содержаниях серы марганец предотвращает красноломкость стали. Следовательно, марганец должен присутствовать в минимальном количестве 0,10%, предпочтительно по меньшей мере 0,15, 0,20, 0,25 или 0,30%. Сталь должна содержать максимум 0,5% Mn, предпочтительно максимум 0,45, 0,40 или 0,35%. Предпочтительный диапазон составляет от 0,20 мас.% до 0,40 мас.%.
Хром (11-13%)
Хром должен присутствовать с содержанием по меньшей мере 11% для того, чтобы сделать сталь нержавеющей и обеспечить хорошую прокаливаемость в больших поперечных сечениях во время термической обработки. Однако большое количество Cr может привести к образованию высокотемпературного феррита, который уменьшает горячую обрабатываемость давлением. Нижний предел содержания может составлять 11,2, 11,4, 11,6 или 11,8%. Верхний предел содержания Cr составляет 13%, и количество Cr может быть ограничено до 12,8, 12,6, 12,4 или 12,2%. Предпочтительный диапазон составляет 11,5-12,5%.
Никель (7-10%)
Никель является стабилизатором аустенита, который подавляет образование дельта-феррита. Никель придает стали хорошую прокаливаемость и вязкость разрушения. Никель также выгоден для обрабатываемости резанием и полируемости стали. Никель является существенным для дисперсионного твердения, поскольку он вместе с Al образует мелкие интерметаллические частицы NiAl во время старения. Однако избыточные добавки Ni могут привести к слишком высокому количеству остаточного аустенита. Нижний предел поэтому может составлять 7,2, 7,4, 7,6, 7,8, 8,0, 8,2, 8,4, 8,6, 8,8, 9,0 или 9,1%. Верхний предел может составлять 10,0, 9,8, 9,6 или 9,4%. Предпочтительный диапазон составляет 8,5-10 или 9,0-9,5%.
Хром + Никель (19-23%)
Для того, чтобы получить оптимизированные прочность и вязкость, желательно, чтобы суммарное содержание Cr и Ni составляло 19-23%. Нижний предел может составлять 19,5, 20,0, 20,5, 20,6, 20,7, 20,8 или 20,9%. Верхний предел может составлять 22,8, 22,7, 22,6, 22,5, 22,4, 22,3, 22,2, 22,1, 22,0, 21,9, 21,8, 21,7, 21,6, 21,5, 21,4 или 21,3%. Предпочтительный диапазон составляет 20,5-22,0%, предпочтительно 20,5-22,0, более предпочтительно 20,8-21,7%.
Молибден (1-25%)
Mo в твердом растворе, как известно, оказывает очень благоприятное влияние на прокаливаемость. Молибден является сильным карбидообразующим элементом, а также сильным ферритообразователем. Контролируемое количество Mo в матрице противодействует формированию повторно образующегося аустенита во время старения. По этой причине количество Mo должно составлять 1-2%. Нижний предел может составлять 1,1, 1,2, 1,3 или 1,4%. Верхний предел может составлять 1,9, 1,8, 1,7, 1,6 или 1,5%.
Молибден может также использоваться в более высоких количествах в комбинации с бором для того, чтобы получить желаемое количество твердых боридов типа M2M´B2, где M и M´ обозначают металлы. В данном случае M является Mo, а M´ - Fe. Однако борид может содержать незначительные количества других элементов, таких как Cr и Ni. Однако, в дальнейшем борид будет упоминаться просто как Mo2FeB2.
Максимальное содержание молибдена поэтому составляет 25%. Однако при использовании высоких содержаний Mo для формирования боридов содержания Mo и B должны быть сбалансированы таким образом, чтобы содержание Mo в твердом растворе в матрице оставалось в диапазоне 1-2%.
Алюминий (1,4-2,0%)
Алюминий используется для дисперсионного твердения в сочетании с Ni. Верхний предел ограничен величиной 2,0% для того, чтобы избежать образования слишком большого количества дельта-феррита. Верхний предел может составлять 1,95, 1,90, 1,85, 1,80 или 1,75%. Нижний предел может составлять 1,45, 1,50, 1,55, 1,60 или 1,65%.
Азот (0,01-0,75%)
Азот является сильным аустенитообразователем, а также сильным нитридообразователем. N может использоваться в количестве вплоть до 0,75% в дисперсионно-упрочненных нитридом (NDS) сплавах. NDS-сплавы могут быть в принципе получены теми же самыми методами, что и ODS-сплавы.
Однако, для не-NDS применений содержание азота может быть ограничено до 0,15%.
Авторы настоящего изобретения неожиданно обнаружили, что азот может быть намеренно введен в состав стали без ухудшения полируемости при условии, что размер по меньшей мере 80 об. % присутствующих в матрице частиц AlN ограничен до не более чем 4 мкм. Предпочтительно, упомянутый размер может быть ограничен до 3 мкм, 2 мкм или даже 1 мкм. Малый размер нитридов также приводит к эффекту измельчения зерна. Нижний предел содержания N может тогда составлять 0,011, 0,012, 0,013, 0,014, 0,015, 0,016, 0,017, 0,018, 0,019 или 0,02%. Верхний предел может составлять 0,14, 0,12, 1,10, 0,08, 0,06, 0,05, 0,04 или 0,03%. Однако, если материал находится в виде порошка и предназначен для производства пресс-форм или штампов путем использования аддитивного производства (AM), то следует учитывать, что слишком высокое содержание азота может привести к слишком высокому количеству остаточного аустенита. Соответственно, для тех применений, где количество аустенита в структуре должно быть ограничено, верхний предел содержания азота может быть установлен равным 0,040, 0,035, 0,030, 0,025 или 0,020%.
Медь (0,05-2,5%)
Медь представляет собой необязательный элемент, который может способствовать увеличению твердости и коррозионной стойкости стали. Образовавшаяся во время старения фаза ε-Cu не только упрочняет сталь за счет дисперсионного твердения, но и влияет на кинетику выделения интерметаллических фаз. В дополнение к этому, представляется, что добавки Cu приводят к более медленному росту интерметаллической фазы (NiAl) при более высоких рабочих температурах. Верхний предел содержания Cu может составлять 2,3, 2,1, 1,9, 1,7, 1,5, 1,3, 1,1, 0,9, 0,7, 0,5, 0,3 или даже 0,2%. Нижний предел содержания Cu может составлять 0,2, 0,3, 0,4, 0,5, 0,6, 0,7, 0,8 или 0,9%.
Однако извлечь медь из стали после того, как она была добавлена, невозможно. Это в значительной степени затрудняет переработку металлолома. По этой причине медь является необязательным элементом и не должна добавляться. Максимальное допустимое содержание примеси может составлять 0,2, 0,15 или 0,10%.
Бор (0,002-2,0%)
Бор является необязательным элементом, который может использоваться в небольших количествах для того, чтобы увеличить прокаливаемость и улучшить горячую обрабатываемость давлением нержавеющей стали. Верхний предел его содержания может быть установлен равным 0,007, 0,006, 0,005 или 0,004%.
Бор может также использоваться в более высоких количествах в качестве образующего твердую фазу элемента. Тогда В должен содержаться в количестве по меньшей мере 0,2% для того, чтобы обеспечить минимальное количество в 3% твердой фазы Mo2FeB2. Количество B ограничено до 2,0% для предотвращения хрупкости сплава. Нижний предел может быть установлен равным 0,3, 0,4, 0,5, 0,6, 0,7, 0,8, 0,9, 1,0, 1,1, 1,2, 1,3, 1,4 или 1,5%. Верхний предел может быть установлен равным 1,4, 1,5, 1,6, 1,7, 1,8 или 1,9%.
Сера (0,01-0,25%)
Сера (S) может быть необязательно добавлена для улучшения обрабатываемости стали резанием. Если S используется с этой целью, то она намеренно добавляется к стали в количестве 0,01-0,25%. При более высоких содержаниях серы появляется риск красноломкости. Кроме того, высокие содержания серы могут оказывать отрицательное влияние на усталостные свойства и на полируемость стали. Верхний предел поэтому должен составлять 0,25%, предпочтительно 0,1%, наиболее предпочтительно 0,03%. Предпочтительный диапазон составляет 0,015-0,030%. Однако, если сера не добавляется преднамеренно, то количество S ограничено указанным выше содержанием примеси.
Ниобий (≤ 0,01%)
Nb является сильным карбидо- и нитридообразователем. Поэтому содержание этого элемента должно быть ограничено для того, чтобы избежать образования нежелательных карбидов и нитридов. Следовательно, максимальное количество Nb составляет 0,01%. Содержание Nb предпочтительно ограничено до 0,005%.
Ti, Zr, Ta, Hf и Y (≤ 2%)
Эти элементы могут образовывать соединения с C, B, N и/или O. Они могут использоваться для производства дисперсионно-упрочненного оксидом (ODS) или дисперсионно-упрочненного нитридом (NDS) сплава. Тогда верхний предел для каждого из этих элементов составляет 2%. Верхний предел может составлять 1,5, 1,0, 0,5 или 0,3%. Однако, если эти элементы не добавляются намеренно для производства ODS-сплава, то верхний предел может составлять 0,1, 0,05, 0,01 или 0,005%.
Ca, Mg, O и РЗМ (редкоземельные металлы)
Эти элементы могут быть необязательно добавлены к стали в заявленных количествах по различным причинам. Эти элементы обычно используются для того, чтобы модифицировать неметаллические включения и/или чтобы дополнительно улучшить обрабатываемость резанием, горячую обрабатываемость давлением и/или свариваемость стали. Тогда содержание кислорода предпочтительно ограничено до 0,03%. Однако, если кислород используется для того, чтобы получить ODS-сплав, то верхний предел может быть столь высоким, как 0,80%. Оксид может примешиваться к порошку, образуясь на месте (in-situ), например при распылении газом, в частности с использованием реакции синтеза при распылении газом (GARS), или в ходе способа аддитивного производства (AM), в частности посредством атмосферной реакции при осаждении жидкого металла (LMD).
Примесные элементы
P, S и O являются главными примесями, которые могут оказывать отрицательное влияние на механические свойства стали. Содержание P может быть поэтому ограничено до 0,05, 0,04, 0,03, 0,02 или 0,01%.
Если сера не добавляется намеренно, то содержание примеси S может быть ограничено до 0,05, 0,04, 0,003, 0,001, 0,0008, 0,0005 или даже 0,0001%.
Сплавы по настоящему изобретению могут быть получены любым подходящим способом. Неограничивающие примеры подходящих способов включают в себя:
a) обычную расплавную металлургию с последующими разливкой и горячей обработкой давлением;
b) порошковую металлургию (PM).
Порошки PM могут быть получены с помощью обычного распыления газом или водой предварительно легированной стали. Эти порошки могут использоваться для термонапыления, наплавки, аддитивного производства (AM) или литья металлов под давлением (MIM).
Однако, если порошок должен использоваться для AM, то распыление газом является предпочтительным способом распыления, потому что важно использовать такой метод, который дает частицы порошка, имеющие высокую степень круглости и низкое количество сателлитных брызг. В частности, с этой целью может использоваться способ распыления газом с близко стоящими соплами.
Полученные методом PM порошки могут быть уплотнены с помощью горячего изостатического прессования (HIP) и/или прессования выдавливанием (экструдирования). Эти материалы могут использоваться в уплотненном состоянии или после последующей горячей обработки давлением.
Максимальный размер частиц порошка обычно должен ограничиваться величиной 500 мкм, и, в зависимости от назначения, могут использоваться конкретные порошковые фракции. Для AM максимальный диапазон размеров составляет 5-150 мкм, и предпочтительным диапазоном размеров является 10-100 мкм со средним размером примерно 25-45 мкм. Для MIM предпочтительным максимальным размером является 50 мкм, для термонапыления предпочтительными диапазонами являются 32-125 мкм и 20-90 мкм, и для наплавки предпочтительным диапазоном является 45-250 мкм.
Представляющими особый интерес способами AM являются осаждение жидкого металла (LMD), селективное лазерное плавление (SLM) и плавление электронным лучом (EB). Характеристики порошка также важны для AM. Распределение размеров частиц порошка, измеренное прибором Camsizer в соответствии со стандартом ISO 4497, должно удовлетворять следующим требованиям (в мкм):
5 ≤ D10 ≤ 35
20 ≤ D50 ≤ 55
D90 ≤ 80.
Предпочтительно, порошок должен удовлетворять следующим требованиям по размерам (в мкм):
10 ≤ D10 ≤ 30
25 ≤ D50 ≤ 45
D90 ≤ 70.
Еще более предпочтительно, чтобы крупная фракция D90 была ограничена размером ≤ 60 мкм или даже ≤ 55 мкм.
Сферичность порошка должна быть высокой. Сферичность (SPHT) может быть измерена прибором Camsizer и определена в стандарте ISO 9276-6. SPHT=4πA/P2, где A - измеренная площадь, покрываемая проекцией частицы, а P является измеренным периметром/окружностью проекции частицы. Среднее значение SPHT должно составлять по меньшей мере 0,80 и может предпочтительно составлять по меньшей мере 0,85, 0,90, 0,91, 0,92, 0,93, 0,94 или даже 0,95. В дополнение, не более чем 5% частиц должны иметь значение SPHT ≤ 0,70. Предпочтительно, упомянутое значение должно быть меньше, чем 0,70, 0,65, 0,55 или даже 0,50. В дополнение к SPHT, для классификации частиц порошков может использоваться соотношение размеров. Соотношение размеров определяется как b/l, где b - самая короткая ширина проекции частицы, а l - ее самый длинный диаметр. Среднее соотношение размеров предпочтительно должно составлять по меньшей мере 0,85 или, более предпочтительно, 0,86, 0,87, 0,88, 0,89 или 0,90.
Сплав по изобретению представляет собой дисперсионно твердеющую сталь, имеющую мартенситную матрицу, которая может содержать другие микроструктурные компоненты, такие как дельта-феррит и аустенит. Аустенит может включать остаточный и/или повторно образующийся аустенит.
Сплав по изобретению может быть упрочнен путем старения в диапазоне температур 425-600°C до желаемой твердости в диапазоне примерно 34-56 HRC.
Количество дельта-феррита предпочтительно должно быть ограничено величиной ≤ 7 об. %, предпочтительно ≤ 5 об. %, более предпочтительно ≤ 3 об. % для того, чтобы не ухудшать горячую обрабатываемость давлением.
Аустенит состоит из остаточного и/или повторно образующегося аустенита, и в дальнейшем упоминается просто как аустенит. Предварительно легированный порошок, полученный распылением, может содержать значительные количества аустенита, но количество аустенита в готовых деталях может быть уменьшено до более низкого уровня термообработкой на раствор и/или старением, если есть опасение, что содержание аустенита настолько высоко, что оно может привести к проблемам, например, со стабильностью размеров. Поэтому количество аустенита в микроструктуре может быть ограничено до 22, 20, 18, 16, 14, 12, 10, 8, 6, 4 или 2 об. %. Однако, аустенит оказывает положительное влияние на механические свойства материала, в частности на вязкость разрушения, и поэтому является желаемым микроструктурным компонентом во многих приложениях.
Сплав по изобретению может быть упрочнен путем старения в диапазоне температур 425-600°C до желаемой твердости в диапазоне примерно 34-56 HRC.
ПРИМЕР 1
Обычная обработка.
Сплав получали традиционным образом путем индукционной плавки, литья и ковки. Этот сплав имел состав (в мас. %): C: 0,03, Si: 0,3, Mn: 0,2, Cr: 12,0, Ni: 9,3, Mo: 1,4, Al: 1,7, N: 0,017, остальное – Fe и примеси. Сплав по изобретению сравнивали с коммерчески доступной сталью типа PH 13-8Mo (Böhler N709). Этот сравнительный сплав имел следующий номинальный состав (в мас. %): C: 0,03, Si: ≤ 0,08, Mn: ≤ 0,08, Cr: 12,7, Ni: 8,1, Mo: 2,2, Al: 1,1, остальное – Fe.
Сплав по изобретению отличается от сравнительной стали главным образом более высокими количествами Mn, Si, Al и N и более низким количеством Mo, растворенным в матрице.
Сталь по изобретению и сравнительную сталь обе упрочняли до 50 HRC и подвергали испытанию на ударную вязкость без надреза с использованием стандартного образца размерами 10 мм x 10 мм x 55 мм. Было найдено, что сплав по изобретению имеет ударную вязкость без надреза 255 Дж, тогда как ударная вязкость известной стали составляет всего лишь 120 Дж.
Причина этой разности в настоящее время не совсем понятна. Однако представляется, что небольшие различия в составе матрицы приводят к различиям в кинетике выделения, так что тип и распределение выделений становятся различными. Более низкое содержание Mo может также привести к уменьшенному риску повторного образования аустенита во время термической обработки и, тем самым, также к уменьшенному риску выделения богатых Mo и Cr карбидов. Добавление Al может привести к измельчению зерна, что является выгодным для ударной вязкости. Следовательно, кажется вероятным, что один или более из этих факторов в сочетании приводит к улучшенной ударной вязкости стали по изобретению.
ПРИМЕР 2
Производство порошка.
Основной сплав с составом, аналогичным сплаву Примера 1, получали традиционным образом с помощью индукционной плавки, литья и ковки. Пруток переплавленного электрошлаковой плавкой (ЭШП) сплава подвергали вакуумно-индукционной плавке и обработке распылением газом с близко стоящими соплами, чтобы получить порошок, подходящий для аддитивного производства (AM). Массовое соотношение газа и металла во время распыления составляло 3:1. Для того, чтобы избежать загрязнения кислородом, при распылении использовали высокочистый (6N) газообразный азот. Полученные частицы исследовали на предмет их размера и формы путем динамической обработки изображений в соответствии со стандартом ISO 13322-2. Порошок просеивали для удаления частиц с размером крупнее 50 мкм и мельче 20 мкм. Просеянный порошок оказался имеющим следующее распределение размеров частиц: D10: 23 мкм, D50: 34 мкм и D90: 49 мкм. Средняя сферичность была 0,95, а среднее соотношение размеров было равно 0,93. Порошок имел содержание кислорода 0,021% и содержание азота 0,013%. Морфология этого порошка была исследована с помощью сканирующей электронной микроскопии (SEM) и было установлено, что порошок является почти полностью сферическим с очень низким количеством брызг-сателлитов.
Кажущаяся плотность (AD) составила 4,3 г/см3, а насыпной вес утряски (TD) составил 5,2 г/см3.
Соответственно, ожидается, что произведенный порошок является подходящим для аддитивного производства (AM).
ПРИМЕР 3
Аддитивное производство.
Пригодность этого порошка для AM была проверена путем построения детали методом SLM в системе EOS M290 с использованием следующих параметров обработки: толщина слоя 30 мкм, мощность лазера 170 Вт, скорость сканирования 1250 мм/с, шаг сканирования 0,10 мм. Режим сканирования – полосами.
Полученные таким образом образцы в построенном состоянии имели плотность 99,4% от теоретической плотности (TD) и твердость 35 HRC при комнатной температуре. Количество аустенита в образце составляло примерно 23%. Изучение в SEM с использованием EBSD показало, что фаза аустенита была чрезвычайно мелкой по размеру и диспергированной на границах блоков мартенсита.
Было исследовано влияние термической обработки построенного образца. После старения при 525°C в течение 4 ч количество аустенита уменьшилось до 16 об. %. Однако промежуточная обработка на твердый раствор при 850°C в течение 30 минут уменьшила количество аустенита до 4 об. %. Твердость отожженного на твердый раствор и состаренного образца составила 50 HRC.
Следовательно, отожженный на твердый раствор и состаренный образец имеет ту же самую твердость, что и традиционно полученный образец из Примера 1. Причина этого может заключаться в том, что традиционно полученный образец также имеет содержание аустенита примерно 4 об. %. Поэтому было решено сравнить механические свойства обработанного на твердый раствор и состаренного образца AM со свойствами традиционно полученной стали из Примера 1.
Значения прочности и относительного удлинения были измерены путем проведения испытания на одноосное растяжение, а ударная вязкость была измерена с помощью испытания по Шарпи с V-образным надрезом. Результаты приведены в Таблице 1. Можно заметить, что полученный с помощью AM материал имеет значительно более высокую ударную вязкость, чем традиционно полученный материал и что прочие механические свойства являются сопоставимыми.
Образец Rm
(МПа)		 Rp02
(МПа)		 Удлинение A5
(%)		 Ударная вязкость
(Дж)
Традиционный (Пример 1) 1700 1600 10 3 (S-T)
6 (L-T)
AM (Пример 3)
Перпендикулярно опорной плите		 1700 1640 9 19
AM (Пример 3)
Параллельно опорной плите 		1650 1560 10 22
Таблица 1. Результаты механических испытаний.
Испытания на коррозию и износ показали, что эти два материала одинаково хороши. Также была изучена полируемость и было найдено, что материал AM проявляет превосходную полируемость. Удалось достичь сравнительно хорошей блестящей поверхности высокого качества у обоих материалов, хотя содержание кислорода в материале AM было примерно в 10 раз выше. Однако неожиданно оказалось, что материал AM было намного легче полировать в том смысле, что материал АМ мог быть отполирован до того же самого блеска с меньшим числом стадий за более короткое время.
ПРОМЫШЛЕННАЯ ПРИМЕНИМОСТЬ
Сталь по настоящему изобретению является полезной в больших пресс-формах или штампах, требующих хорошей коррозионной стойкости и равномерной твердости. Сталь по настоящему изобретению предназначена, в частности, для изготовления изделий методом AM.

Claims (54)

1. Сталь для изготовления пресс-формы для формования пластмасс, причем сталь состоит из, мас.%:
Figure 00000008
необязательно
Figure 00000009
Fe и примеси – остальное,
причем микроструктура удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих требований:
матрица содержит ≥ 75 об.% мартенсита,
размер всех частиц AlN составляет ≤ 4 мкм.
2. Сталь по п. 1, которая удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих требований:
Figure 00000010
,
и/или
сталь имеет среднюю твердость в диапазоне 320-510 HBW10/3000, причем сталь имеет толщину по меньшей мере 100 мм и максимальное отклонение от среднего значения твердости по Бринеллю в направлении по толщине, измеренное в соответствии со стандартом ASTM E10-01, составляет менее 10%, предпочтительно менее 5%, и при этом минимальное расстояние центра отпечатка индентора от края образца или от края другого отпечатка индентора должно быть в по меньшей мере два с половиной раза больше диаметра отпечатка индентора, а максимальное расстояние должно не более чем в 4 раза превышать диаметр отпечатка индентора,
и/или
сталь имеет чистоту, удовлетворяющую следующим максимальным требованиям относительно микрошлака в соответствии со стандартом ASTM E45-97, Способ A:
A A B B C C D D T H T H T H T H 1,0 0 1,5 1,0 0 0 1,5 1,0
3. Сталь по п. 1 или 2, которая не легирована S и удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих требований:
Figure 00000011
,
причем микроструктура удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих требований:
матрица содержит ≤ 7 об.% дельта-феррита,
матрица содержит 2-20 об.% аустенита,
твердость матрицы составляет 40-56 HRC,
ударная вязкость без надреза составляет ≥ 200 Дж,
предел текучести при сжатии Rc0,2 составляет на 10-30% выше, чем предел текучести при растяжении Rp0,2.
4. Сталь по п. 1, которая удовлетворяет следующим требованиям:
Figure 00000012
,
причем микроструктура удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих требований:
матрица содержит ≥ 80 об.% мартенсита,
матрица содержит 4-20 об.% аустенита.
5. Предварительно легированный порошок, имеющий состав по любому из пп. 1-4.
6. Предварительно легированный порошок по п. 5, причем порошок получен распылением газом, по меньшей мере 80% частиц порошка имеют размер в диапазоне от 5 до 150 мкм, и при этом порошок удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих требований:
Figure 00000013
,
причем SPHT=4πA/P2, где A – измеренная площадь, покрываемая проекцией частицы, а P – измеренный периметр/окружность проекции частицы, и сферичность (SPHT) измерена прибором Camsizer в соответствии со стандартом ISO 9276-6, и при этом b – самая короткая ширина проекции частицы, а l – ее самый длинный диаметр.
7. Предварительно легированный порошок по п. 6, причем по меньшей мере 90% частиц порошка имеют размер в диапазоне от 10 до 100 мкм, и при этом порошок удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих требований:
Figure 00000014
8. Изделие, сформированное способом аддитивного производства с использованием предварительно легированного порошка по любому из пп. 5-7, причем изделие удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих требований:
матрица содержит ≥ 80 об.% мартенсита,
матрица содержит ≤ 5 об.% дельта-феррита,
матрица содержит 2-20 об.% аустенита,
твердость матрицы составляет 34-56 HRC,
размер всех частиц AlN составляет ≤ 4 мкм,
значение ударной вязкости по Шарпи образца с V-образным надрезом в направлении, перпендикулярном направлению построения, составляет ≥ 5 Дж,
предел прочности при растяжении Rm в направлении, перпендикулярном направлению построения, составляет ≥ 1600 МПа,
предел текучести Rc0,2 в направлении, перпендикулярном направлению построения, составляет ≥ 1500 МПа,
предел текучести при сжатии Rc0,2 в направлении, перпендикулярном направлению построения, на по меньшей мере 10% выше предела текучести при растяжении Rp0,2.
9. Изделие по п. 8, причем изделие является по меньшей мере частью пресс-формы для формования пластмассы, и при этом изделие необязательно удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих требований:
матрица содержит ≥ 85 об.% мартенсита,
матрица содержит ≤ 2 об.% дельта-феррита,
матрица содержит 4-15 об.% аустенита,
твердость матрицы составляет 40-50 HRC,
значение ударной вязкости по Шарпи образца с V-образным надрезом в направлении, перпендикулярном направлению построения, составляет ≥ 10 Дж,
и/или
изделие имеет чистоту, удовлетворяющую следующим максимальным требованиям относительно микрошлака в соответствии со стандартом ASTM E45-97, Способ A:
A A B B C C D D T H T H T H T H 1,0 0 1,5 1,0 0 0 1,5 1,0
10. Применение предварительно легированного порошка по любому из пп. 5-7 для изготовления твердого объекта путем использования любого из способов горячего изостатического прессования, порошкового прессования и аддитивного производства или для обеспечения поверхностного слоя на подложке путем термонапыления, лазерного плакирования, холодного напыления или наплавки.
RU2019100694A 2016-06-16 2017-06-07 Сталь, подходящая для инструментов формования пластмасс RU2744788C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
SE1650850-9 2016-06-16
SE1650850A SE1650850A1 (en) 2016-06-16 2016-06-16 Steel suitable for plastic molding tools
PCT/SE2017/050604 WO2017217913A1 (en) 2016-06-16 2017-06-07 Steel suitable for plastic moulding tools

Publications (3)

Publication Number Publication Date
RU2019100694A RU2019100694A (ru) 2020-07-16
RU2019100694A3 RU2019100694A3 (ru) 2020-08-18
RU2744788C2 true RU2744788C2 (ru) 2021-03-15

Family

ID=60324542

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2019100694A RU2744788C2 (ru) 2016-06-16 2017-06-07 Сталь, подходящая для инструментов формования пластмасс

Country Status (13)

Country Link
US (2) US20190368016A1 (ru)
EP (1) EP3472365B1 (ru)
JP (2) JP7160689B2 (ru)
KR (1) KR102436457B1 (ru)
CN (1) CN109312439B (ru)
BR (1) BR112018075617B1 (ru)
CA (1) CA3027852C (ru)
ES (1) ES2775755T3 (ru)
MX (1) MX2018015012A (ru)
RU (1) RU2744788C2 (ru)
SE (1) SE1650850A1 (ru)
TW (1) TWI715776B (ru)
WO (1) WO2017217913A1 (ru)

Families Citing this family (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20190055633A1 (en) * 2017-08-16 2019-02-21 U.S. Army Research Laboratory Attn: Rdrl-Loc-I Methods and compositions for improved low alloy high nitrogen steels
DE102017131218A1 (de) * 2017-12-22 2019-06-27 Voestalpine Böhler Edelstahl Gmbh & Co Kg Verfahren zum Herstellen eines Gegenstands aus einem Maraging-Stahl
DE102017131219A1 (de) * 2017-12-22 2019-06-27 Voestalpine Böhler Edelstahl Gmbh & Co Kg Verfahren zum Herstellen eines Gegenstands aus einem Maraging-Stahl
JP2019173049A (ja) 2018-03-27 2019-10-10 山陽特殊製鋼株式会社 金型用粉末
CN108893580B (zh) * 2018-07-10 2019-08-16 中国科学院金属研究所 一种氮化物强化ods钢及其制备方法
JP7400218B2 (ja) * 2018-08-31 2023-12-19 大同特殊鋼株式会社 合金粉末組成物
CN109680213A (zh) * 2019-02-19 2019-04-26 江苏东恒光电有限公司 一种用于高压金具的金属配方
JP7357138B2 (ja) 2019-03-22 2023-10-05 ディーエムシー グローバル インコーポレイテッド 厚さの異なるクラッド層を持つクラッド材
SE1950517A1 (en) * 2019-04-30 2020-10-31 Yuan Zhong Process for producing a steel workpiece by additive powder bed fusion manufacturing, and steel workpiece obtained therefrom
KR102194698B1 (ko) * 2019-05-30 2020-12-24 (주)엠티에이 Fe-10Cu계 합금 적층 방법
SE543967C2 (en) * 2020-02-11 2021-10-12 Blykalla Reaktorer Stockholm Ab A martensitic steel
JP7144757B2 (ja) * 2020-05-18 2022-09-30 大同特殊鋼株式会社 金属粉末
CN112846168B (zh) * 2020-12-29 2022-10-25 上海富驰高科技股份有限公司 一种无磁高强不锈钢材料及其金属注射成形制备方法
CN112941503A (zh) * 2021-01-14 2021-06-11 上海欣冈贸易有限公司 一种提高h13钢硬度的方法
CN112935239B (zh) * 2021-01-14 2024-04-05 僖昴晰(上海)新材料有限公司 高硬度焊接合金及其组合物
CN113020620B (zh) * 2021-02-21 2023-08-08 西安铂力特增材技术股份有限公司 超大截面的金属3d打印方法及打印设备
WO2022200170A1 (en) * 2021-03-22 2022-09-29 Basf Se Mim feedstock and process for manufacturing of metal parts with improved yield strength and ductility
CN113118463B (zh) * 2021-04-13 2023-08-01 铜陵学院 一种提高激光选区熔化成形模具钢性能的后处理方法
CN113667896B (zh) * 2021-08-25 2022-06-21 中航上大高温合金材料股份有限公司 高硬度不锈钢及其制备方法和应用
CN113737081B (zh) * 2021-08-31 2022-04-01 中国科学院上海应用物理研究所 不锈钢冶炼方法、改性方法及一种不锈钢
JP2023071110A (ja) * 2021-11-10 2023-05-22 大同特殊鋼株式会社 溶融凝固成形用Ｆｅ基合金及び金属粉末
CN114507817A (zh) * 2022-01-20 2022-05-17 上海材料研究所 超低碳无钴高强耐蚀合金及其制备方法和应用
CN114619047B (zh) * 2022-02-21 2023-08-01 国营芜湖机械厂 一种开启机构橡胶活塞杆模具制造方法
CN114535606B (zh) * 2022-02-21 2023-05-30 上海交通大学 一种氧化物弥散强化合金及其制备方法与应用
KR102658836B1 (ko) * 2023-04-03 2024-04-18 터보파워텍(주) 스테인리스 가압 주조 장치
KR102658837B1 (ko) * 2023-04-03 2024-04-18 터보파워텍(주) 스테인리스 가압 주조 방법 및 그 방법에 따라 제조된, 터빈용 패킹 링
KR102658835B1 (ko) * 2023-04-03 2024-04-18 터보파워텍(주) 스테인리스 가압 주조용 금형
CN116275011B (zh) * 2023-05-19 2023-08-15 清华大学 增材制造用粉末、超高强韧钢及其制备方法和应用

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0210035A2 (en) * 1985-07-19 1987-01-28 Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha High strength stainless steel
RU2420602C2 (ru) * 2005-08-24 2011-06-10 Уддехольмс АБ Легированные стали и инструменты или детали, изготовленные из легированной стали
RU2451763C2 (ru) * 2006-07-20 2012-05-27 Актех Гмбх Нержавеющая аустенитная литая сталь, способ ее получения и применение
WO2015110668A2 (en) * 2014-01-27 2015-07-30 Rovalma, S.A. Centrifugal atomization of iron-based alloys

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB1056561A (en) * 1962-10-02 1967-01-25 Armco Steel Corp Chromium-nickel-aluminium steel and method for heat treatment thereof
BE651249A (ru) * 1963-08-02 1964-11-16
US3278298A (en) * 1963-12-31 1966-10-11 Armco Steel Corp Chromium-nickel-aluminum steel and method
US3658513A (en) * 1969-03-06 1972-04-25 Armco Steel Corp Precipitation-hardenable stainless steel
JPH02225649A (ja) * 1988-11-09 1990-09-07 Kawasaki Steel Corp 強度、バネ特性および成形性に優れたステンレス鋼
JPH02310339A (ja) * 1989-05-24 1990-12-26 Kawasaki Steel Corp 強度、バネ特性及び成形性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼
SE466265B (sv) * 1990-05-29 1992-01-20 Uddeholm Tooling Ab Utskiljningshaerdande verktygsstaal
JP3962743B2 (ja) * 2003-12-08 2007-08-22 三菱重工業株式会社 析出硬化型マルテンサイト鋼及びその製造方法並びにそれを用いたタービン動翼及び蒸気タービン
SE528454C3 (sv) * 2004-12-23 2007-01-09 Sandvik Intellectual Property Utskiljningshärdbart martensitiskt rostfritt stål innefattande titansulfid
US20090283182A1 (en) * 2008-02-29 2009-11-19 Robert Wayne Krieble Method of Making a High Strength, High Toughness, Fatigue Resistant, Precipitation Hardenable Stainless Steel and Product Made Therefrom
JP6111763B2 (ja) * 2012-04-27 2017-04-12 大同特殊鋼株式会社 強度及び靭性に優れた蒸気タービンブレード用鋼
KR101521071B1 (ko) * 2012-09-27 2015-05-15 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 석출 강화형 마르텐사이트강 및 그의 제조방법
JP6113456B2 (ja) * 2012-10-17 2017-04-12 三菱日立パワーシステムズ株式会社 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼とそれを用いた蒸気タービン長翼
US20140161658A1 (en) * 2012-12-06 2014-06-12 Crs Holdings, Inc. High Strength Precipitation Hardenable Stainless Steel
US10011894B2 (en) * 2014-03-14 2018-07-03 Sanyo Special Steel Co., Ltd. Precipitation-hardening stainless steel powder and sintered compact thereof
JP6270563B2 (ja) * 2014-03-14 2018-01-31 山陽特殊製鋼株式会社 焼結−時効処理後に高強度が得られる析出硬化型ステンレス鋼粉末およびその製造方法並びにその成形体
JP2017534756A (ja) * 2014-09-26 2017-11-24 サンドビック インテレクチュアル プロパティー アクティエボラーグ 双極燃料電池プレート
SG11201702840YA (en) * 2014-12-17 2017-07-28 Uddeholms Ab A wear resistant alloy

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0210035A2 (en) * 1985-07-19 1987-01-28 Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha High strength stainless steel
RU2420602C2 (ru) * 2005-08-24 2011-06-10 Уддехольмс АБ Легированные стали и инструменты или детали, изготовленные из легированной стали
RU2451763C2 (ru) * 2006-07-20 2012-05-27 Актех Гмбх Нержавеющая аустенитная литая сталь, способ ее получения и применение
WO2015110668A2 (en) * 2014-01-27 2015-07-30 Rovalma, S.A. Centrifugal atomization of iron-based alloys

Also Published As

Publication number Publication date
EP3472365A4 (en) 2019-05-15
CN109312439B (zh) 2020-11-27
KR102436457B1 (ko) 2022-08-24
TWI715776B (zh) 2021-01-11
EP3472365B1 (en) 2019-11-27
SE539763C2 (en) 2017-11-21
US20230035760A1 (en) 2023-02-02
CN109312439A (zh) 2019-02-05
BR112018075617A2 (pt) 2019-04-09
CA3027852C (en) 2024-04-30
MX2018015012A (es) 2019-04-11
EP3472365A1 (en) 2019-04-24
TW201809315A (zh) 2018-03-16
SE1650850A1 (en) 2017-11-21
WO2017217913A1 (en) 2017-12-21
US20190368016A1 (en) 2019-12-05
RU2019100694A3 (ru) 2020-08-18
JP2022133306A (ja) 2022-09-13
ES2775755T3 (es) 2020-07-28
BR112018075617B1 (pt) 2022-06-14
RU2019100694A (ru) 2020-07-16
CA3027852A1 (en) 2017-12-21
KR20190046768A (ko) 2019-05-07
JP2019523821A (ja) 2019-08-29
JP7160689B2 (ja) 2022-10-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2744788C2 (ru) Сталь, подходящая для инструментов формования пластмасс
KR100373169B1 (ko) 고충격인성및내마모성을갖는분말야금냉간공구강및그제조방법
CN111183241B (zh) 适用于热加工工具的钢
US10094007B2 (en) Method of manufacturing a ferrous alloy article using powder metallurgy processing
KR20190131069A (ko) 경량 구조 부품의 제조를 위한 고 성형성 강판 및 제조 방법
KR20140110720A (ko) 열전도도가 향상된 다이케스팅 및 핫스템핑용 자동차용 금형강 및 그 제조방법
KR20160041869A (ko) 열전도도가 향상된 다이케스팅 및 핫스템핑용 자동차용 금형강 및 그 제조방법
KR20170105138A (ko) 열간 가공 공구 강 및 열간 가공 공구 강 제조를 위한 방법
KR20230098636A (ko) 마레이징 강
KR102356521B1 (ko) 균일한 강 합금 및 공구
CA3207645A1 (en) Method for manufacturing a tool steel as a support for pvd coatings and a tool steel