SE467929B - EXCELLENCE MANUFACTURING, AUSTENITIC HEAT STEEL STEEL AND SET TO MANUFACTURE OF THE STEEL - Google Patents
EXCELLENCE MANUFACTURING, AUSTENITIC HEAT STEEL STEEL AND SET TO MANUFACTURE OF THE STEELInfo
- Publication number
- SE467929B SE467929B SE9100424A SE9100424A SE467929B SE 467929 B SE467929 B SE 467929B SE 9100424 A SE9100424 A SE 9100424A SE 9100424 A SE9100424 A SE 9100424A SE 467929 B SE467929 B SE 467929B
- Authority
- SE
- Sweden
- Prior art keywords
- steel
- max
- steel according
- hot
- weight
- Prior art date
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
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
Description
15 20 25 30 35 467 929 2 * Varmsträckgräns (varmhårdhet) * Anlöpningsbeständighet * Varmduktilitet/seghet Dessa egenskaper skall vara så höga som möjligt vid temperatur omkring 700°C. I synnerhet varmsträckgräns och anlöpningsbeständighet (förmåga att motstå tídsberoende mjuknande vid hög temperatur) har avgörande betydelse. 15 20 25 30 35 467 929 2 * Hot tensile strength (hot hardness) * Temperature resistance * Hot ductility / toughness These properties should be as high as possible at temperatures around 700 ° C. In particular, the yield strength and tempering resistance (ability to withstand time-dependent softening at high temperature) are crucial.
För sådana här verktyg används för närvarande i viss utsträckning konventionella, martensitiska varmarbetsstål, t ex av typ AISI H13 (ca. O.40% C-l.0% Si-0.5% Mn-5% Cr-l.3% Mo-O.9% V). Dessa ståltyper har bra duktilitet/seghet, men tyvärr otillräcklig varmhållfasthet och anlöpníngsbeständighet vid här aktuella temperaturer (ca. 700°C). De erbjuder därför som regel alldeles för korta verktygslivslängder med avseende på i första hand varmnötning resp. plastísk deformation.For such tools, conventional, martensitic hot working steels, for example of the type AISI H13 (approx. 0.40% Cl.0% Si-0.5% Mn-5% Cr-1.3% Mo-O) are currently used to some extent. 9% V). These types of steel have good ductility / toughness, but unfortunately insufficient heat strength and tempering resistance at current temperatures (approx. 700 ° C). They therefore offer, as a rule, far too short tool lives with regard to primarily hot abrasion resp. plastic deformation.
Dessutom används i allt högre utsträckning s k superlegeringar, vilka är mycket högt legerade metallíska material, oftast utskiljnings- härdade medelst intermetalliska faser. Sådana material kan erbjuda mycket hög varmhållfasthet och anlöpningsbeständighet och ger i många fall mycket bra verktygslivslängder. Nackdelar med superlegeringar är dock, att de genom sin kemiska sammansättning blir mycket dyra att utnyttja resp. svåra att få tillgång till (svårtillverkade) i tillräckligt grova dimensioner. Exempel på i detta sammanhang använda superlegeringar är t ex: järnbaslegeringen A 286 (ca.0.04% C-15% Cr-26% Ni-l.3% Mo-2.0% Ti-0.2% Al) resp. nickelbaslegeringen Renê 41 (ca. o.1o% c-19% cr-ssfls Ni_11% co-ioß Mo-zee 'ri-Lst A1). ' På senare tid har dessutom s k keramer börjat komma till användning för mindre verktyg inom detta område. Keramer kan erbjuda extremt bra varmhållfasthet och anlöpningsbeständighet. Problemet med hitills tillgängliga keramer är dock att de är alldeles för spröda och sålunda alltför lätt ger upphov till verktygshaverier genom sprickbildning/ brott. De är dessutom mycket dyra samt svårbearbetade, vilket medför mycket höga verktygskostnader. 10 15 20 25 30 35 KORT REDoGöRELsE FÖR UPPFINNIGEN Ändamålet med föreliggande uppfinning är att erbjuda ett stål till verktyg för varmformning av koppar, mässing och stål med följande kombination av kännetecken: * Stålet har en mycket god kombination av kritiska egenskaper (hög varmsträckgräns, god anlöpningsbeständighet och varmduktilitet/seghet). Varmsträckgräns resp. anlöpnings- beständighet är mycket överlägsna de som kan uppnås för konventionella, martensitiska varmarbetsstål. De är i stället i klass med vad som kan erhållas med exklusiva super- legeringar.In addition, so-called superalloys are increasingly used, which are very highly alloyed metallic materials, most often precipitation-cured by means of intermetallic phases. Such materials can offer very high heat strength and tempering resistance and in many cases provide very good tool life. Disadvantages of superalloys are, however, that due to their chemical composition they become very expensive to use resp. difficult to access (difficult to manufacture) in sufficiently coarse dimensions. Examples of superalloys used in this context are, for example: the iron base alloy A 286 (approx. 0.04% C-15% Cr-26% Ni-1.3% Mo-2.0% Ti-0.2% Al) resp. nickel base alloys Renê 41 (ca. o.1o% c-19% cr-ss Nis Ni_11% co-ioß Mo-zee 'ri-Lst A1). In recent times, so-called ceramics have also begun to be used for smaller tools in this area. Ceramics can offer extremely good heat resistance and tempering resistance. The problem with hitherto available ceramics, however, is that they are far too brittle and thus all too easily give rise to tool failures due to cracking / breakage. They are also very expensive and difficult to machine, which entails very high tool costs. 10 15 20 25 30 35 BRIEF SUMMARY OF THE INVENTION The object of the present invention is to provide a steel for tools for thermoforming copper, brass and steel with the following combination of characteristics: * The steel has a very good combination of critical properties (high hot yield strength, good tempering resistance and hot ductility / toughness). Hot stretch limit resp. tempering resistance is very superior to those that can be achieved for conventional, martensitic hot working steels. Instead, they are in class with what can be obtained with exclusive superalloys.
* Stålet har lågt innehåll av dyra legeringselement och legeringskostnaden blir därför mycket lägre än för super- legeringar. Den blir i stället jämförbar med den för konventionella, martensitiska varmarbetsstål, vilka i detta sammanhang anses som "billiga" verktygsmaterial.* The steel has a low content of expensive alloying elements and the alloying cost is therefore much lower than for superalloys. Instead, it becomes comparable to that of conventional, martensitic hot working steels, which in this context are considered "cheap" tool materials.
* Stålet kan tillverkas (smältas, smidas/valsas och värme- behandlas etc.) med gott resultat med för konventionella verktygsstål etablerade processer/metoder - även i tillräckligt grova dimensioner.* The steel can be manufactured (melted, forged / rolled and heat-treated, etc.) with good results with processes / methods established for conventional tool steels - even in sufficiently coarse dimensions.
Stål, uppfyllande ovanstående kännetecken, utgörs enligt uppfinningen av utskiljníngshärdande, austenitiska legeringar inom följande sammansättningsintervall (vikt %): 0:35 - 0.60 C max. 1 Si 9-17 _ -Mn 2 - 8 Cr max. 2 Ni 1 - 4 Mo, som helt eller delvis kan utbytas mot dubbla mängden (vikt %) W. 1.2 - 1.8 V 0.001 - 0.020 B Rest i huvudsak Fe, föroreningar och accessoriska element. 10 15 20 25 30 35 467 929 I korthet kan stålets tekniska egenskaper beskrivas på följande sätt: - Efter upplösníngsbehandling i temperaturområdet 1100 - l200°C samt svalning till rumstemperatur består grundmassan av austenit och en hårdhet på ca. 25 HRC erhålls.Steel, meeting the above characteristics, according to the invention consists of precipitation hardening, austenitic alloys within the following composition range (weight%): 0:35 - 0.60 C max. 1 Si 9-17 _ -Mn 2 - 8 Cr max. 2 Ni 1 - 4 Mo, which may be replaced in whole or in part by twice the amount (weight%) W. 1.2 - 1.8 V 0.001 - 0.020 B Residue mainly Fe, impurities and accessory elements. 10 15 20 25 30 35 467 929 In short, the technical properties of the steel can be described as follows: - After dissolution treatment in the temperature range 1100 - 1200 ° C and cooling to room temperature, the matrix consists of austenite and a hardness of approx. 25 HRC is obtained.
- Genom åldringsbehandling i temperaturområdet 650 - 750°C kan hårdheten genom utskiljningshärdning ökas till maximalt ca. 45 HRC. Grundmassan är efter åldring och svalning till rumstemperatur fortfarande austenitisk.- By aging treatment in the temperature range 650 - 750 ° C, the hardness can be increased by precipitation hardening to a maximum of approx. 45 HRC. After aging and cooling to room temperature, the matrix is still austenitic.
- Den kraftiga utskiljningshärdningseffekten, som kan uppgå till hela ca. 20 HRC mätt som hårdhetsökning, erhålles genom att en mycket findispers och temperaturbeständig utskiljning av MC (vanadinkarbid) erhålles intragranulärt vid åldringen.- The strong precipitation hardening effect, which can amount to as much as approx. HRC measured as hardness increase, is obtained by obtaining a very fine dispersion and temperature-resistant precipitation of MC (vanadium carbide) intragranularly with aging.
- Stålet uppvisar i utskiljningshärdat tillstånd mycket hög varmhållfasthet och anlöpníngsbeständighet, kombinerat med förhållandevis god duktílitet/seghet.- In the precipitation hardened state, the steel exhibits very high heat strength and tempering resistance, combined with relatively good ductility / toughness.
Det är den unika kombinationen av legeringselement i väl avvägda halter, som ger stålet dess optimala egenskaper. Betydelsen av vart och ett av ovan nämnda legeringselement skall nu kortfattat beskrivas utan någon särskild prioritering.It is the unique combination of alloying elements in well-balanced contents, which gives the steel its optimal properties. The significance of each of the above-mentioned alloying elements will now be briefly described without any particular priority.
Kol utgör tillsammans med vanadin huvudbeståndsdel i den utskiljnings- härdande fasen vanadínkarbid (MC). Effekten av utskiljningshärdningen avgörs av den mängd kol och vadadin, som finns i lösning efter upplösningsbehandling. Åtminstone ca 0.35, företrädesvis åtminstone 0.4% kol krävs för att kunna få en effektiv härdningseffekt. Ä andra sidan kan man inte lösa upp mer än ca. 0.6% kol vid upplösnings- behandlíng av den här ståltypen. Överskottskolet förblir i form av oupplösta vanadinkarbider, vilket försämrar stålets duktilitet/seghet på ett oönskvärt sätt. Detta innebär att stålet enligt uppfinningen skall innehålla 0.35 - 0.60% kol, med en optimal kolhalt i intervallet 0.4 - O.5% kol.Carbon together with vanadium constitutes the main constituent of the precipitation-curing phase vanadium carbide (MC). The effect of the precipitation hardening is determined by the amount of carbon and vadadine present in the solution after dissolution treatment. At least about 0.35, preferably at least 0.4% carbon is required to have an effective curing effect. On the other hand, you can not dissolve more than approx. 0.6% carbon in solution treatment of this type of steel. The excess carbon remains in the form of undissolved vanadium carbides, which impairs the ductility / toughness of the steel in an undesirable way. This means that the steel according to the invention must contain 0.35 - 0.60% carbon, with an optimal carbon content in the range 0.4 - 0.5% carbon.
Kisel utgör inget nödvändigt legeringselement för uppfinningen utan nyttjas endast i halter normala för desoxidationspraxis vid 10 15 20 25 30 35 .lås (I\ *ei Kí) I\ D V) ståltillverkning. Kisel ökar dock kolaktiviteten i austenit, vilket innebär att kisel motverkar den nödvändiga upplösningen av vanadin- karbid vid upplösningsbehandling. Av den anledningen begränsas kiselhalten hos uppfinningen till max. 1%.Silicon does not constitute a necessary alloying element for the invention, but is used only at levels normal for deoxidation practice in locks (I \ * ei Kí) I \ D V) steel production. However, silicon increases the carbon activity in austenite, which means that silicon counteracts the necessary dissolution of vanadium carbide during dissolution treatment. For that reason, the silicon content of the invention is limited to max. 1%.
Mangan är ett starkt austenitstabiliserande element och utnyttjas här för att göra stålet èustenitiskt vid alla temperaturer. Det har visat sig att åtminstone ca. 9% Mn, företrädesvis minst 10% Mn krävs för att kunna uppnå detta. Mangan minskar dessutom kolaktiviteten i austeniten och underlättar därför samtidigt på ett gynnsamt sätt upplösningen av vanadinkarbid vid upplösningsbehandling. Höga manganhalter medför dock vissa metallurgiska komplikationer vid ståltillverkning, varför alltför höga halter medför onödiga problem och kostnader. Därför begränsas manganhalten till max. 17%, företrädesvis till max. 15% med en optimal manganhalt i intervallet 10.5 - 13%.Manganese is a strong austenitic stabilizing element and is used here to make the steel èustenitic at all temperatures. It has been shown that at least approx. 9% Mn, preferably at least 10% Mn is required to achieve this. Manganese also reduces the carbon activity of the austenite and therefore also facilitates in a favorable manner the dissolution of vanadium carbide during dissolution treatment. However, high levels of manganese cause certain metallurgical complications in steelmaking, which is why excessive levels lead to unnecessary problems and costs. Therefore, the manganese content is limited to max. 17%, preferably to max. 15% with an optimal manganese content in the range 10.5 - 13%.
Krom ger likartade effekter som mangan avseende austenitstabilisering och kolaktivitet. Dessutom förbättrar krom på ett önskvärt sätt stålets oxidationsbeständighet. Ãtminstone 2% krom, företrädesvis minst 3% krom bör därför ingå i stålet. Vid höga kromhalter (över ca. 10%) börjar dock krom i oönskvärd omfattning bilda kromkarbíder vid åldringsbehandling, så att utskiljningshärdningen från vanadinkarbider succesivt går förlorad. Stålet enligt uppfinningen bör därför innehålla högst 8% krom företrädesvis max. 7% krom med en optimal kromhalt i intervallet 4 - 6% krom.Chromium has similar effects to manganese in terms of austenite stabilization and carbon activity. In addition, chromium desirably improves the oxidation resistance of the steel. At least 2% chromium, preferably at least 3% chromium should therefore be included in the steel. At high chromium levels (above about 10%), however, chromium begins to form chromium carbides to an undesirable extent during aging treatment, so that the precipitation hardening from vanadium carbides is gradually lost. The steel according to the invention should therefore contain a maximum of 8% chromium, preferably max. 7% chromium with an optimal chromium content in the range 4 - 6% chromium.
Nickel är liksom mangan ett starkt austenitstabiliserande element och kan av den anledningen delvis ersätta mangan i stålet. Liksom kisel ökar dock nickel kolaktiviteten hos austeniten på ett för upplösninge- behandlingen ogynnsamt sätt. Nickel är därför inte ett önskvärt legeringselement i detta sammanhang och nickelhalten begränsas därför hos uppfinningen till max. 2%, företrädesvis max O.5%. Lämpligen bör nickel ingå endast i halter som är normala för oundvikliga accessoriska element.Like manganese, nickel is a strong austenite stabilizing element and can therefore partially replace manganese in steel. Like silicon, however, nickel increases the carbon activity of austenite in a way that is unfavorable for the solution treatment. Nickel is therefore not a desirable alloying element in this context and the nickel content is therefore limited in the invention to max. 2%, preferably a maximum of 0.5%. Preferably, nickel should be included only in levels that are normal for unavoidable accessory elements.
OO 10 15 20 25 30 35 467 929 Molybden förbättrar anlöpningsbeständigheten hos stålet genom att fördröja vanadinkarbidens förgrovning vid överåldring. Dessutom har molybden visat sig ge markanta ökningar av varmsträckgränsen delvis genom lösningshärdningsbidrag. Molybden bör därför ingå i en lägsta halt av 1%. Effekten av molybden ökar med ökande halt upp till ca. 4%, där en mättnadstendens uppträder. Molybden bör därför ingå i en halt mellan 1 - 4% med en optimal halt i intervallet 2 -3%.Molybdenum improves the annealing resistance of the steel by delaying the coarse vanadium carbide in aging. In addition, molybdenum has been shown to give marked increases in the hot yield strength, in part through solution hardening contributions. Molybdenum should therefore be included in a minimum content of 1%. The effect of molybdenum increases with increasing content up to approx. 4%, where a tendency to saturation occurs. Molybdenum should therefore be included in a content between 1 - 4% with an optimal content in the range 2 -3%.
Eftersom volfram är mycket nära besläktat med molybden men med dubbelt så stor atomvikt, så kan man förutsätta att liknande effekter kan erhållas med volframtillsats i dubbel mängd räknat i vikt %. Molybden kan därför eventuellt helt eller delvis ersättas med dubbla mängden volfram räknat i vikt %. Av tillverkningstekniska, skrothanteríngs- tekniska och därmed ekonomiska skäl är det emellertid önskvärt att molybden inte ersätts av volfram i någon grad i stålet, vars föredragna sammansättning därför innehåller volfram i endast föroreningshalter.Since tungsten is very closely related to molybdenum but with twice as much atomic weight, it can be assumed that similar effects can be obtained with tungsten addition in double quantity calculated in weight%. Molybdenum can therefore possibly be completely or partially replaced by double the amount of tungsten in% by weight. However, for manufacturing, scrap management and thus economic reasons, it is desirable that molybdenum not be replaced by tungsten to any degree in the steel, the preferred composition of which therefore contains tungsten in only contaminant levels.
Vanadin utgör en huvudbeståndsdel i den utskiljningshärdade fasen vanadinkarbid (MC). Detta ämne utgör därför ett nyckelelement för uppfinningen och vid aktuella kolhalter krävs åtminstone ca. l.2% vanadin för att uppnå en någorlunda effektiv härdningseffekt. Alltför hög vanadinhalt försvårar emellertid nödvändig upplösning av vanadin- karbiden vid upplösningsbehandling, varför stålet inte bör innehålla mer än l.8% Vanadin. En optimal vanadinhalt ligger i intervallet 1.3 - 1.7%.Vanadium is a major constituent of the precipitation hardened phase vanadium carbide (MC). This substance therefore constitutes a key element of the invention and at current carbon contents at least approx. 1.2% vanadium to achieve a reasonably effective curing effect. However, too high a vanadium content complicates the necessary dissolution of the vanadium carbide during dissolution treatment, so the steel should not contain more than 1.8% Vanadium. An optimal vanadium content is in the range 1.3 - 1.7%.
Såsom nämnts ovan är god varmduktilitet/seghet av primär betydelse för' aktuella verktygstillämpningar. Den svaga länken i mikrostrukturen med avseende på duktilitet/seghet hos ett sådant här utskiljningshärdat, austenitiskt stål är austenitkorngränsernas styrka (kohesion).As mentioned above, good hot ductility / toughness is of primary importance for current tool applications. The weak link in the microstructure with respect to ductility / toughness of such a precipitation hardened, austenitic steel is the strength of the austenite grain boundaries (cohesion).
Korngränserna är som regel svagare än kornens inre och brotten tenderar därför att följa korngränserna med låg duktilitet/seghet som följd. Detta förhållande beror väsentligen på att ogynsamma korngränskarbider (t ex M C 23 6' utskiljs under åldringen samtidigt med den önskade findisperiva där M utgörs av Cr, Mo, Mn och Fe) 'ñ *fs- 10 15 20 25 30 35 -DI C)\ “sl \L) Pšä \() intragranulära vanadinkarbiden. Dessa korngränskarbider försprödar korngränserna genom att nedsätta deras kohesion.The grain boundaries are usually weaker than the interiors of the grains and the fractures therefore tend to follow the grain boundaries with low ductility / toughness as a result. This ratio is essentially due to unfavorable grain boundary carbides (eg MC 23 6 'being excreted during aging at the same time as the desired finely dispersive where M consists of Cr, Mo, Mn and Fe)' ñ * fs- 10 15 20 25 30 35 -DI C) \ “Sl \ L) Pšä \ () intragranular vanadium carbide. These grain boundary carbides propagate the grain boundaries by reducing their cohesion.
I detta sammanhang har bor en mycket viktig uppgift som mikro- legeringselement. Vid tillsats av bor placerar sig detta element företrädesvis i austenitkorngränserna, tack vare dess mycket låga löslighet i stålet. Bor förändrar därigenom drastiskt förhållandena i korngränserna och således även förutsättningarna för utskiljning av korngränskarbider. I den här ståltypen har det visat sig, att bor- tillsatser minskar såväl mängden erhållen korngränskarbid som dess försprödande inverkan på ett för varmduktiliteten/segheten mycket betydelsefullt sätt (fördubbling av areakontraktionsvärdet vid dragprovning vid 700°C). Redan mycket små bortillsatser (någon tusendels procent) förmår "fylla" stålets korngränser och därmed i princip ge tillräcklig effekt. Stålet enligt uppfinningen skall därför innehålla minst 0.00l% bor, men för att önskad effekt med säkerhet skall erhållas bör borhalten uppgå till minst 0.003%. Alltför höga halter av bor kan däremot ge upphov till lättsmältande boridfaser, vilket är oönskvärt med tanke på tillverkningen (smidning/valsning) av stålet. Borhalten bör därför uppgå till max. 0.020%, företrädesvis till max. 0.015%.In this context, boron has a very important task as a microalloying element. When adding boron, this element is preferably placed in the austenite grain boundaries, thanks to its very low solubility in the steel. Boron thereby drastically changes the conditions in the grain boundaries and thus also the conditions for the separation of grain boundary carbides. In this type of steel, it has been shown that boron additives reduce both the amount of grain boundary carbide obtained and its embrittling effect in a way that is very important for hot ductility / toughness (doubling the area contraction value during tensile testing at 700 ° C). Even very small additives (a few thousandths of a percent) are able to "fill" the grain boundaries of the steel and thus in principle give a sufficient effect. The steel according to the invention must therefore contain at least 0.00l% boron, but in order to obtain the desired effect with certainty, the boron content should amount to at least 0.003%. Excessive levels of boron, on the other hand, can give rise to easily digestible boride phases, which is undesirable in view of the manufacture (forging / rolling) of the steel. The boron content should therefore amount to max. 0.020%, preferably to max. 0.015%.
FöRsöK - FÖREDRAGEN SAMMANSÄTTNING Ett antal 50 kg laboratoriecharger tillverkades, stål nr l - 5 i Tabell 1. Inledande laboratorieprovningar visade att bästa kombination av egenskaper uppnåddes med stål nr 2, 4 och 5. Utgående från dessa resultat tillverkades en 6 ton produktionscharge med den nominella sammansättningen (rest järn, föroreningar samt accessoriska element i normala halter): C Si Mn Cr Mo V B 0.45 0.5 12.0 5.0 2.5 1.5 0.009 Den verkliga sammansättningen framgår av tabell 1, stål nr 6. 10 15 20 25 30 35 467 929 Tabell l Kemisk sammansättning i vikts-% hos tillverkade stål, rest väsentligen järn Stål nr C Si Mn .44 .46 9.5 .45 .51 11.1 .45 1.00 l5.8 .44 .O49 12.5 .44 .45 12.3 .45 .52 11.8 O W à w N H .OO7 .OO8 .OlO .OO8 .OO8 .Ol7 .OO7 .OO6 .OO7 .OO6 .OO6 .OO8 Cr 5.54 5.68 11.3 5.59 5.46 5.14 Ni 6.0 .O4 .07 .O4 .O4 .l7 N N N N N N Mo .55 .55 .O3 .5O .6O .45 l-*I-'i-'l-'I-*l-l De av stål nr 6 erhållna göten smiddes och valsades under .49 .35 .65 .51 .75 .5O Cu .O3 .O3 .O2 .O2 .O2 produktionsmässiga förhållanden med fullgott resultat till olika stångdimensioner mellan 30 mm 0 och 150 mm Q. Detta visar klart att .O22 .O22 .O25 n.â. n.8.EXPERIMENTS - PREFERRED COMPOSITION A number of 50 kg laboratory batches were manufactured, steel no. 1 - 5 in Table 1. Initial laboratory tests showed that the best combination of properties was achieved with steel no. 2, 4 and 5. Based on these results, a 6 ton production batch was manufactured with the nominal the composition (residual iron, impurities and ancillary elements in normal levels): C Si Mn Cr Mo VB 0.45 0.5 12.0 5.0 2.5 1.5 0.009 The actual composition is shown in Table 1, steel no. 6. 10 15 20 25 30 35 467 929 Table l Chemical composition in% by weight of manufactured steels, essentially residual iron Steel no. C Si Mn .44 .46 9.5 .45 .51 11.1 .45 1.00 l5.8 .44 .O49 12.5 .44 .45 12.3 .45 .52 11.8 OW à w NH .OO7 .OO8 .OlO .OO8 .OO8 .Ol7 .OO7 .OO6 .OO7 .OO6 .OO6 .OO8 Cr 5.54 5.68 11.3 5.59 5.46 5.14 Ni 6.0 .O4 .07 .O4 .O4 .l7 NNNNNN Mo .55. 55 .O3 .5O .6O .45 l- * I-'i-'l-'I- * ll The ingots obtained from steel No. 6 were forged and rolled under .49 .35 .65 .51 .75 .5O Cu. O3 .O3 .O2 .O 2 .O2 production conditions with satisfactory results to different bar dimensions between 30 mm 0 and 150 mm Q. This clearly shows that .O22 .O22 .O25 n.â. n.8.
.O47 stålet kan tillverkas med konventionella ståltillverkningsmetoder inom ett för den tilltänkta användningen lämpligt dimensionsområde..O47 steel can be manufactured using conventional steelmaking methods within a dimensional range suitable for the intended use.
Laboratorieprovningar (mikrostrukturundersökning, hårdhetsprovning, varmdragprovning resp. slagseghetsprovning) med smídd stång har givit följande typiska resultat: Upplösningsbehandlat tillstånd, 1l50°C-lh-vatten Hårdhet: 240 HB Mikrostruktur: Austenit med viss mängd oupplösta karbider av MC-typ. Åiarat tillstånd, voow-izn-iufc Hårdhet: 45 HRC Mikrostruktur: Som ovan plus viss korngränskarbidutskiljníng samt en mycket findispers utskiljning av íntragranulär vanadinkarbíd (MC).Laboratory tests (microstructure examination, hardness test, hot tensile test or impact strength test) with forged bar have given the following typical results: Dissolution treated condition, 1l50 ° C-lh-water Hardness: 240 HB Microstructure: Austenite with a certain amount of undissolved carbides of MC type. Åiarat condition, voow-izn-iufc Hardness: 45 HRC Microstructure: As above plus some grain boundary carbide precipitation and a very fine dispersion of intragranular vanadium carbide (MC).
.OO8 .OO8 .0O9 .0O9 .OO9 .OO8 10 15 20 25 30 35 4> CN ~a ND BD vb 9 Slagseghet: 12 Joule vid RT (Charpy V) 25 Joule vid 700°C Varmhållfasthet vid 700°C: RpO.2 Rm Ås Z (MP8) (MPa) (%) (%) 650 740 8 37 Som jämförelse bör nämnas att det martensitiska varmarbetsstålet AISI H13 resp. superlegeringarna A 286 och René 41 förmår ge approximativt följande värden på sträckgränsen (R ) vid 700°C: 150 resp. 550 och 850 MPa. p 0.2 De erhållna resultaten visar således att stålet enligt uppfinningen bestitterden mycket attraktiv kombination av varmhållfasthet, anlöpningsbeständighet och varmduktilitet/seghet..OO8 .OO8 .0O9 .0O9 .OO9 .OO8 10 15 20 25 30 35 4> CN ~ a ND BD vb 9 Impact strength: 12 Joules at RT (Charpy V) 25 Joules at 700 ° C Heat resistance at 700 ° C: RpO .2 Rm Ås Z (MP8) (MPa) (%) (%) 650 740 8 37 For comparison, it should be mentioned that the martensitic hot working steel AISI H13 resp. the superalloys A 286 and René 41 are able to give approximately the following values of the yield strength (R) at 700 ° C: 150 resp. 550 and 850 MPa. p 0.2 The results obtained thus show that the steel according to the invention possesses a very attractive combination of heat strength, tempering resistance and heat ductility / toughness.
Två fältprovningar genomfördes, där stålet prövades som verktygs- material för dornar (60 mm 0 x 200 mm) vid varmflytpressning av rörböjar i mässing. Dylika dornar medför ett svårartat material- tekniskt problem, ty de utsätts såväl för stor mekanisk belastning som för höga temperaturer, på grund av långa kontakttider med de heta mässingsämnen som pressformas. Lívslängden hos dornarna, som begränsas av att de förr eller senare deformeras plastiskt (böjer sig), utgör här en kritisk produktionsfaktor vid varmflytpressningen.Two field tests were carried out, where the steel was tested as a tool material for mandrels (60 mm 0 x 200 mm) during hot-flow pressing of pipe bends in brass. Such mandrels cause a difficult material-technical problem, because they are exposed to both high mechanical loads and too high temperatures, due to long contact times with the hot brass blanks that are press-formed. The service life of the mandrels, which is limited by the fact that they sooner or later are plastically deformed (bend), constitutes a critical production factor in the hot-flow pressing.
Tillämpningen är således mycket representativ för det som stålet är avsett att användas till. Vid den ena provningen användes en relativt lättpressad mässingslegering (CuZn4OPb2) och vid den andra provningen en mer svårpressad legering (CuZn36Pb2As). Normalt nyttjas det martensitiska varmarbetsstålet AISI H13 för dornarna i fråga. Förutom det nya stålet enligt uppfinningen testades ytterligare ett martensitiskt varmarbetsstål AISI H19, som har högre varmhållfasthet än H13 och just därför ofta används i sådana här applikationer, samt de två ovan nämnda superlegeringarna A 286 och René 41. 10 l5 20 25 30 35 467 929 Följande resultat erhölls: 10 Med CuZn4OPb2, ämnestemperatur ca. 700°C Dornmaterial Hårdhet (HRC) AISI H13 47 AISI H19 48 A 286 35 Stålet enligt 44 uppfinningen Dornlivslängd (antal skott) 650 1050 425 2900 Med CuZn36Pb2As, ämnestemperatur ca. 775°C Dornmaterial Hårdhet (HRC) AISI H13 47 Renê 41 41.5 Stålet enligt 44 uppfinningen Som synes har stålet enligt uppfinningen uppvisat mycket goda prestanda vid dessa inledande fältprovningar inom ett typiskt användningsområde. Ehuru ytterligare fältprovningar krävs innan man kan dra mer generella slutsatser visar resultaten att stålet besitter en potential som gör att det dels starkt kan överträffa martensitiska varmarbetsstål, dels direkt kan konkurrera med etablerade super- legeringar.The application is thus very representative of what the steel is intended to be used for. In one test a relatively lightly pressed brass alloy (CuZn4OPb2) was used and in the other test a more difficult to press alloy (CuZn36Pb2As). Normally, the martensitic hot working steel AISI H13 is used for the mandrels in question. In addition to the new steel according to the invention, another martensitic hot working steel AISI H19 was tested, which has higher heat strength than H13 and is therefore often used in such applications, as well as the two above-mentioned superalloys A 286 and René 41. 10 l5 20 25 30 35 467 929 The following results were obtained: With CuZn4OPb2, substance temperature approx. 700 ° C Mandrel material Hardness (HRC) AISI H13 47 AISI H19 48 A 286 35 The steel according to the 44 invention Mandatory life (number of shots) 650 1050 425 2900 With CuZn36Pb2As, substance temperature approx. 775 ° C Mandrel material Hardness (HRC) AISI H13 47 Renê 41 41.5 The steel according to the 44 invention As can be seen, the steel according to the invention has shown very good performance in these initial field tests within a typical area of use. Although further field tests are required before more general conclusions can be drawn, the results show that the steel has a potential that allows it to strongly surpass martensitic hot working steels and to compete directly with established superalloys.
Dornlivslängd (antal skott) 200 200 01700Thorn life (number of shoots) 200 200 01700
Claims (10)
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SE9100424A SE467929B (en) | 1991-02-13 | 1991-02-13 | EXCELLENCE MANUFACTURING, AUSTENITIC HEAT STEEL STEEL AND SET TO MANUFACTURE OF THE STEEL |
| ES92200085T ES2072080T3 (en) | 1991-02-13 | 1992-01-14 | STEEL FOR HOT WORK AUSTENITIC HARDENABLE BY PRECIPITATION AND METHOD FOR WORKING IT. |
| EP92200085A EP0499298B1 (en) | 1991-02-13 | 1992-01-14 | A precipitation hardenable, austenitic hot work steel and a method of treating the same |
| AT92200085T ATE121141T1 (en) | 1991-02-13 | 1992-01-14 | PRECIPITATION HARDENABLE AUSTENITIC HOT WORK STEEL AND METHOD FOR TREATING THE SAME. |
| DE69201981T DE69201981T2 (en) | 1991-02-13 | 1992-01-14 | Precipitation hardenable, austenitic hot work steel and method for treating the same. |
| CA002059853A CA2059853A1 (en) | 1991-02-13 | 1992-01-22 | Precipitation hardenable, austenitic hot work steel and a method of treating the same |
| JP4058745A JPH0578786A (en) | 1991-02-13 | 1992-02-13 | Austenitic high-temperature processed steel of precipitation hardenability and treatment thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SE9100424A SE467929B (en) | 1991-02-13 | 1991-02-13 | EXCELLENCE MANUFACTURING, AUSTENITIC HEAT STEEL STEEL AND SET TO MANUFACTURE OF THE STEEL |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| SE9100424D0 SE9100424D0 (en) | 1991-02-13 |
| SE9100424L SE9100424L (en) | 1992-08-14 |
| SE467929B true SE467929B (en) | 1992-10-05 |
Family
ID=20381879
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| SE9100424A SE467929B (en) | 1991-02-13 | 1991-02-13 | EXCELLENCE MANUFACTURING, AUSTENITIC HEAT STEEL STEEL AND SET TO MANUFACTURE OF THE STEEL |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0499298B1 (en) |
| JP (1) | JPH0578786A (en) |
| AT (1) | ATE121141T1 (en) |
| CA (1) | CA2059853A1 (en) |
| DE (1) | DE69201981T2 (en) |
| ES (1) | ES2072080T3 (en) |
| SE (1) | SE467929B (en) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AU707536B2 (en) * | 1996-02-16 | 1999-07-15 | Australian Wool Research & Promotion Organisation | Improvements in shearing combs and cutters |
| CN100343406C (en) * | 2005-10-08 | 2007-10-17 | 四川大学 | Method for preparing micron crystal iron base marmen blocks |
| DE102007046410A1 (en) * | 2007-09-24 | 2009-04-02 | Volkswagen Ag | Casting mold with long operating life, especially for pressure casting of aluminum, has wear resistant surface coating of vanadium carbide or vanadium-containing mixed metal carbide |
| DE102008005803A1 (en) * | 2008-01-17 | 2009-07-23 | Technische Universität Bergakademie Freiberg | Component used for armoring vehicles and in installations and components for transporting and recovering gases at low temperature is made from a high carbon-containing austenitic cryogenic steel cast mold |
| CN104213044B (en) * | 2014-08-26 | 2016-04-06 | 清华大学 | One Albatra metal-die-casting die steel and preparation method thereof |
| WO2019134102A1 (en) * | 2018-01-05 | 2019-07-11 | The University Of Hong Kong | An automotive steel and a method for the fabrication of the same |
| CN113549832A (en) * | 2021-07-20 | 2021-10-26 | 苏州雷格姆海洋石油设备科技有限公司 | Production process of A286 high-strength high-temperature alloy forging for high-pressure hydrogen energy equipment |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE1032296B (en) * | 1952-08-22 | 1958-06-19 | East Hecla Works | Use of an austenitic steel alloy as a material for non-magnetic objects of high strength and yield strength |
| SE343892B (en) * | 1969-02-10 | 1972-03-20 | Bofors Ab | |
| GB1384234A (en) * | 1971-01-28 | 1975-02-19 | Dunford Hadfields Ltd | Hot work tools made from steel alloys |
| GB1310183A (en) * | 1971-04-20 | 1973-03-14 | Prvni Brnenska Strojirna | Austenitic steel alloys |
-
1991
- 1991-02-13 SE SE9100424A patent/SE467929B/en not_active IP Right Cessation
-
1992
- 1992-01-14 ES ES92200085T patent/ES2072080T3/en not_active Expired - Lifetime
- 1992-01-14 EP EP92200085A patent/EP0499298B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1992-01-14 AT AT92200085T patent/ATE121141T1/en not_active IP Right Cessation
- 1992-01-14 DE DE69201981T patent/DE69201981T2/en not_active Expired - Fee Related
- 1992-01-22 CA CA002059853A patent/CA2059853A1/en not_active Abandoned
- 1992-02-13 JP JP4058745A patent/JPH0578786A/en active Pending
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0578786A (en) | 1993-03-30 |
| ES2072080T3 (en) | 1995-07-01 |
| DE69201981T2 (en) | 1995-08-24 |
| ATE121141T1 (en) | 1995-04-15 |
| EP0499298A1 (en) | 1992-08-19 |
| CA2059853A1 (en) | 1992-08-14 |
| DE69201981D1 (en) | 1995-05-18 |
| EP0499298B1 (en) | 1995-04-12 |
| SE9100424L (en) | 1992-08-14 |
| SE9100424D0 (en) | 1991-02-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100562761B1 (en) | Steel material for hot work tools | |
| JP5755153B2 (en) | High corrosion resistance austenitic steel | |
| JP2004169177A (en) | Alloy tool steel, its manufacturing method, and die using it | |
| JP3771254B2 (en) | High speed steel manufactured by powder metallurgy | |
| KR20100135206A (en) | Hot work tool steel and steel product using the same | |
| KR20100135205A (en) | Hot work tool steel and steel product using the same | |
| KR100500772B1 (en) | Steel alloy, tool thereof and integrated process for manufacturing of steel alloy and tool thereof | |
| JP2007009321A (en) | Steel for plastic molding die | |
| JP7083242B2 (en) | Hot tool steel with excellent thermal conductivity | |
| GB2065700A (en) | Hot work steel | |
| EP3168319B1 (en) | Microalloyed steel for heat-forming high-resistance and high-yield-strength parts | |
| CN109790602B (en) | Steel | |
| KR20160041869A (en) | Mold steel for die casting and hot stamping having the high thermal conductivity and method thereof | |
| JP6620490B2 (en) | Age-hardening steel | |
| KR102009630B1 (en) | Grater | |
| US6841122B2 (en) | Hot working die steel excelling in molten corrosion resistance and strength at elevated temperature and member for high temperature use formed of the hot working die steel | |
| SE467929B (en) | EXCELLENCE MANUFACTURING, AUSTENITIC HEAT STEEL STEEL AND SET TO MANUFACTURE OF THE STEEL | |
| JPS60224754A (en) | Alloy tool steel | |
| JPH0260748B2 (en) | ||
| JP2000282169A (en) | Steel excellent in forgeability and machinability | |
| JP6788520B2 (en) | Hot tool steel with excellent toughness and softening resistance | |
| JP2020132891A (en) | Mold steel having excellent thermal conductivity | |
| JP7149250B2 (en) | Hot work tool steel with excellent high temperature strength and toughness | |
| WO2021251892A1 (en) | Hot work tool steel | |
| JPH11152549A (en) | Hot-working tool steel and member for high temperature use, made of the hot-working tool steel |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| NAL | Patent in force |
Ref document number: 9100424-2 Format of ref document f/p: F |
|
| NUG | Patent has lapsed |
Ref document number: 9100424-2 Format of ref document f/p: F |