SE531889C2 - Blyfritt automatstål och användning därav - Google Patents

Description

531 BBS Ett exempel på ett blyinnehållande automatstål är Sandvik 2OAP, vilket har en nomi- nell sammansättning av 1 vikt-% C, 0,2 vikt-% Si, 0,4 vikt-% Mn, 0,05 vikt-% S och 0,2 vikt-% Pb. Detta stål har mycket god bearbetbarhet, slitstyrka och härdbarhet liksom utmärkt dimensionsstabilitet efter värmebehandling. Beroende på dessa egen- skaper är det mycket lämpligt för långsmala komponenter, så som axlar i mätinstru- ment, och precisionsventiler, speciellt inom bilindustrin. Det kan också användas l andra applikationer så som klockkomponenter, mätprober och precisionsverktyg.

Eftersom detta material innehåller bly betraktas det dock inte såsom miljövänligt.

Exempel på blyfria automatstål kan hittas i US 2003/0113223 A1, EP 1270757 A och US 5 648 044 A, vilka samtliga är för maskinkonstruktionsanvändning. Dessa stål tillhandahåller dock inte egenskaper som är tillfredsställande för små dimensioner och utgör därför inte lämpliga sammansättningar.

Följaktligen är det ett syfte med uppfinningen att tillhandahålla ett alternativt stål, vil- ket kan användas såsom tråd, speciellt i små dimensioner, och vilket inte är skadligt för miljön.

Sammanfattning Syftet uppnås genom ett stål i enlighet med krav 1. Stålet är blyfritt och är följaktligen mycket mindre farligt för miljön. Vidare har det en hög härdbarhet, god bearbetbarhet och hög slitstyrka. Det har även lika eller något bättre korrosionsegenskaper jämfört med teknikens ståndpunkt, så som det blyinnehållande stålet Sandvik 20AP.

Det blyfria automatstålet enligt uppfinningen är mycket lämpligt för användning i applikationer så som mätprober och instrument, bildelar, så som bränsleinsprutnings- system och precisionsventiler för ABS-bromsar. Det är även mycket lämpligt för användning i klockor. 53% BBB Fastän stålet är utvecklat för användning i små dimensioner, primärt så som i appli- kationerna som nämnts ovan, kan det även användas i andra applikationer som krä- ver härdbarhet och bearbetbarhet, och för vilka automatstål anses såsom ett lämpligt materialval.

Kort beskrivning av ritningarna Figur 1a visar Vicker-hårdheten (HV1) för några provade sammansättningar som funktion av avkylningshastighet för några försökssmältor. visar en förstoring av en del av Figur 1a. Den markerade sektionen i Figur 1a representerar det område som har förstorats.

Figur 1b Figur 2 visar bearbetbarheten hos nâgra provade sammansättningar såsom flankförslitning på en skäregg som funktion av skärtid vid användning av en skärhastighet av 15 m/min.

Figur 3 visar bearbetbarheten hos några provade sammansättningar såsom flankförslitning på en skäregg som funktion av skärtid vid användning av en skärhastighet av 30 m/min.

Figur 4 visar bearbetad volym för några provade sammansättningar när flank- förslitningen på ett skär var 0,1 mm, för skärhastigheter av 15 mimin respektive 30 m/min.

Figur 5 visar resultatet av teoretiska beräkningar av kolhalten i austeniten och ' molfraktionen av återstående cementit vid 800 °C för några samman- sättningar.

Figur 6 visar bearbetbarheten hos några provade sammansättningar såsom diameterförändring som funktion av bearbetade delar vid användning av en skärhastighet av 20 m/min.

Figur 7 visar bearbetbarheten hos några provade sammansättningar såsom diameterförändring som funktion av bearbetade delar vid användning av en skärhastighet av 30 m/min. 531 BBS Figur 8 visar bearbetbarheten hos några provade sammansättningar såsom ytjämnhet som funktion av bearbetade delar vid användning av en skär- hastighet av 20 m/min.

Figur 9 visar bearbetbarheten hos några provade sammansättningar såsom ytjämnhet som funktion av bearbetade delar vid användning av en skär- hastighet av 30 m/min.

Detaljerad beskrivning Halten och effekten av de olika elementen beskrivs nedan, där alla siffror som hänför sig till halten är i viktprocent (vikt-%).

C 0,85-1,2 vikt-% Kol kommer att förbättra hårdheten hos stålet genom att öka hårdheten hos martensit och öka karbidtraktionen. Alltför stor mängd kol kan dock försämra bearbetbarheten.

Därför bör den övre gränsen för kol i detta stål vara 1,2 vikt-% för att undvika en minskning av bearbetbarheten. För att uppnå lämplig hårdhet och slitstyrka hos en tillverkad komponent av stålet som ska användas i den avsedda applikationen bör den undre gränsen för kol vara 0,85 vikt-%.

Låg kolhalt är fördelaktigt för bearbetbarheten, men har en skadlig effekt på andra egenskaper. Dessa skadliga effekter kan motverkas genom ökade mängder av alter- nativa element. Reducerad kolhalt kan minska härdbarheten, men kan kompenseras genom en ökning av element så som mangan, krom, koppar och nickel, vilka förbätt- rar härdbarheten, dvs fördröjer omvandlingen till perlit/bainit. Reducerad kolhalt leder även till en minskad fraktion av karbider, vilket kan kompenseras genom en ökning av karbidbildande element, huvudsakligen krom. Dock måste en höjd kromhalt balanse- ras mot kolhalten och härdningstemperaturen för att erhålla en optimal kombination av hårdhet och slitstyrka hos materialet. Enligt en föredragen utföringsform bör kol- halten vara 0,9-1,1 vikt-%. 531 B89 Si 0,1-0,6 vikt-% Kisel har en lösningshärdande effekt. Beroende på den höga affiniteten till syre används dessutom ofta kisel för att desoxidera stål under tillverkning, för att förbättra renheten hos materialet. Dessa effekter förekommer inte vid en kiselhalt som är mindre än 0,1 vikt-%. Vid höga kiselhalter försämras varmformningsbarheten. Därför bör kiselhalten inte överstiga 0,6 vikt-% kisel, företrädesvis maximalt 0,4 vikt-%. Enligt en föredragen utföringsform är kiselhalten 0,15-0,3 vikt-%, hellre 0,2-0,3 vikt-°/°.

Mn 0,4-1,2 vikt-% Mangan påverkar morfologin hos sulfiderna och leder till bildning av mangansulfider, vilka ökar bearbetbarheten hos stålet. Mangan ger även upphov till en tendens till ökad deformationshärdning och högre härdbarhet. Stora mängder mangan i ett auto- matstâl kan dock reducera korrosionsbeständigheten. Manganhalter som är mindre än 0,4 vikt-% leder till en otillräcklig mängd sulfider, medan en överskottsmängd av mangan, mer än 1,2 vikt-%, resulterar i en ökad tendens till deformationshärdning, vilket i sin tur leder till minskad bearbetbarhet. Företrädesvis är Mn-halten 0,5-1,1 vikt-%, hellre 0,5-0,7 vikt-%.

P max 0,05 vikt-% Fosfor är generellt skadligt för stålet beroende på risk för försprödning. En fosforhalt över 0,2 vikt-% är därför ogynnsam. l detta fall sätts mängden fosfor att vara maximalt 0,05 vikt-% för att möjliggöra återanvändning av producerat skrot under bearbetning.

Företrädesvis bör stålet ha en fosforhalt av maximalt 0,03 vikt-%.

S 0,04-0,3 vikt-% Svavel ökar bearbetbarheten hos stålet beroende på bildning av sulfider, t ex man- gansulfider. Dessa sulfider genomgår enkelt plastisk deformation under valsning, smidning eller kalldragning, och verktygsförslitning under bearbetning reduceras drastiskt. Den svavelhalt som behövs för att uppnå förbättring av bearbetbarhet är 53'l B83 0,04 vikt-% eller mer, företrädesvis åtminstone 0,05 vikt-%, hellre åtminstone 0,08 vikt-%. Dock skulle hög svavelhalt kunna leda till problem under varmformning. Kor- rosionsegenskaperna och ytkvaliteten kan också påverkas negativt. Resultat av tidi- gare undersökningar har indikerat att den maximala svavelhalten är omkring 0,3 vikt-%. Bearbetbarheten hos ett stål med en svavelhalt över denna gräns påverkas inte så positivt av en ökad svavelhalt jämfört med ett material med svavelhalt under “ 0,3 vikt-%. Därför bör svavelhalten vara maximalt 0,3 vikt-°/t>, företrädesvis maximalt 0,25 vikt-%, hellre maximalt 0,15 vikt-%.

Cr max 2 vikt-% Krom i stora mängder kommer att leda till bildning av rostfritt stål. l mindre mängder kommer det att förbättra korrosionsegenskaperna. Krom är även ett element som för- bättrar härdbarheten, och kommer att bilda kromsulfid om manganhalten är alltför låg. l föreliggande uppfinning bör kromhalten vara maximalt 2 vikt-% för att undvika några negativa effekter på materialets egenskaper. Högre kromhalt leder till en skarp ökning av karbidfraktionen och en minskning av kolhalten i matrisen, vilket orsakar lägre martensithårdhet. Förändringar i cementitkarbidstrukturen förväntas även vid högre kromhalter. Företrädesvis bör kromhalten vara 0,1-0,8 vikt-%, hellre 0,1-0,5 vikt-%.

Ni max 1 vikt-% Nickel tillsatt i små mängder har ingen påtaglig effekt på bearbetbarhet, korrosion eller härdbarhet. l större mängder stabiliserar nickel den austenitiska fasen och ökar mängden restaustenit efter härdning, vilket reducerar hârdheten, ehuru härdbarheten och segheten kan förbättras. Beroende på höga kostnader för nickellegeringar bör nickelhalten vara under 1 vikt-%, företrädesvis maximalt 0,5 vikt-%, hellre maximalt 0,4 vikt-%.

Mo max 0,5 vikt-% Molybden ökar härdbarheten. Dock kan en hög molybdenhalt försämra varmbearbet- barheten hos stålet. Den övre gränsen för molybden bör i detta fall därför vara 0,5 531 B85 vikt-%. Molybden förekommer ofta vid föroreningsnivåer beroende på det råmaterial som används, dvs upp till ca 0,1 vikt-%.

Cu max 2 vikt-°/0 Koppar skulle kunna ge en positiv effekt på bearbetbarheten vad gäller verktygslivs- längd, så som vid svarvning. Koppar har även rapporterats ge förbättrade korrosions- egenskaper, och i synnerhet reducerar den hastigheten för alimänkorrosion. Om den tillsätts i alltför höga halter skulle dock koppar kunna sänka varmduktiliteten hos materialet och försämra möjligheten att skapa så små spånor som möjligt. Koppar kan därför tillsättas till en mängd upp till 2 vikt-%. Företrädesvis är kopparhalten 0.02- 1,8 vikt-%, hellre 0,3-1,7 vikt-%. Enligt en utföringsform kan legeringen innehålla 0,3- 1,0 vikt~% Cu.

Al max 0,1 vikt-% Normalt sätts aluminium till materialet såsom ett desoxidationsmedel för att förbättra renheten hos stålet. Dock kommer stora mängder aluminium att ha en negativ effekt på bearbetbarheten, vilket i sin tur ökar verktygsförslitningen, beroende på ökad mängd hårda och spröda aluminiumoxider i stålet. l föreliggande uppfinning bör därför aluminiumhalten vara så låg som möjligt, <0,1 vikt-%, för att undvika reducerad bear- betbarhet. Beroende på den negativa effekten på verktygslivslängden som förorsakas av aluminiumoxider i ett stål, bör kisel företrädesvis användas såsom desoxidations- medel under tillverkning av stålet enligt föreliggande uppfinning.

B max 0,008 vikt-% Bor förbättrar härdbarheten hos stålet och förbättrar även i små mängder varmbear- betbarheten. Bildning av bornitrider anses dock ibland leda till ökad verktygsförslitning beroende på den relativt höga hårdheten hos de bildade inneslutningarna. Bor i alltför stora mängder anses även generellt förorsaka tåg varmduktilitet hos materialet. Följ- aktligen bör borhalten vara maximalt 0,008 vikt-% i stålet, företrädesvis maximalt 0,005 vikt-°<>. Enligt en utföringsform är stålet fritt från bortillsatser. 53"! B33 Bi+Se+Te max 0,005 vikt-% Vismut förbättrar bearbetbarheten. Legering med vismut dock är tämligen dyrt. Selen och tellur är också bearbetbarhetsförbättrande element. Dock bör mängden av både selen och tellur vara så låg som möjligt, huvudsakligen beroende på kostnads- och miljöskäl. Vismut, selen och tellur kan tillsättas upp till maximalt 0,005 vikt-% totalt.

Enligt en föredragen utföringsform innehåller stålet inte några tillsatser av vismut, selen eller tellur.

Ti+Nb+Zr+V max 0,2 vikt-% Titanhalten bör vara så låg som möjligt för att undvika bildning av inneslutningar av titankarbonitrider. Dessa inneslutningar är mycket hårda och kommer att leda till ökad verktygsförslitning. Följaktligen bör titanhalten vara så låg som möjligt.

Normalt är niob fördelaktigt för att förhindra förgrovning av kristallkornen i stålet vid hög temperatur, men endogent bildade niobnitrider kommer att ha en skadlig effekt på bearbetbarheten. Följaktligen bör niobhalten hållas så låg som möjligt. l material som inte speciflkt är avsedda för applikationer som kräver bearbetning till- sätts ibland zirkonium för att förhindra korntillväxt under tillverkningsförloppet och för att minska sprödheten hos stålet. Dock kan zirkonium bilda karbider och/eller nitrider, vilket ökar verktygsförslitningen. Därför bör zirkoniumhalten vara så låg som möjligt.

Vanadin förenar sig med kväve och kol för att bilda karbonitrider, vilka förhindrar korntillväxt i stålet. Dock har vanadinkarbonitrider samma effekt som titankarbonitrider på verktygsförslitningen, vilket innebär att vanadinhalten bör vara så låg som möjligt.

För att undvika negativa effekter på bearbetbarheten bör summan av titan-, niob-, zirkonium- och vanadin-tillsatserna följaktligen vara maximalt 0,2 vikt-%. Enligt en utföringsform är stålet fritt från tillsatser av titan, niob, zirkonium och vanadin. Det bör 53% EBS Vi dock påpekas att dessa element kan förekomma såsom föroreningar beroende på valet av råmaterial.

Föroreningar Stålet kan också innehålla normalt förekommande föroreningar beroende på det råmaterial som används och/eller den tillverkningsprocess som väljs. Halten av dessa föroreningar bör dock kontrolleras så att egenskaperna hos det producerade stålet är väsentligen opåverkade av närvaron av dessa föroreningar. Ett exempel på en sådan förorening är kväve som lämpligen hålls under 0,08 vikt-%. Andra exempel är fosfor och aluminium, vilka har beskrivits ovan, och mängderna därav bör övervakas nog- grant.

Stålet enligt uppfinningen kan tillverkas genom konventionella smältprocesser, så som smältning i HF-ugn eller AOD. Stålet kan lämpligen härdas vid hålltemperaturer av 750-950 °C.

Enligt en föredragen utföringsform har stålet en ungefärlig sammansättning (i viktpro- cent) av: C ~ 1 Si 0,2 Mn 0,5 P max 0,02 S 0,1 Cr 0,2 Ni max 0,4 Cu 1,5 återstoden Fe och normalt förekommande föroreningar.

Enligt en annan föredragen utföringsform, har stålet en ungefärlig sammansättning (l viktprocent) av: 53? BBS lt? C 1 Si 0,3 Mn 1 P max 0,02 S 0,1 Cr 0,2 Ni 0,05 Cu 0,03 återstoden Fe och normalt förekommande föroreningar.

Enligt en tredje föredragen utföringsform, har stålet en ungefärlig sammansättning (i viktprocent) av: C 1 Si 0,2 Mn 0,5 P max 0,02 S 0,1 Cr 0,5 Ni 0,4 Cu 0,4 återstoden Fe och normalt förekommande föroreningar.

Enligt en fjärde föredragen utföringsform, har stålet en ungefärlig sammansättning (i viktprocent) av: C 0,9 Si 0,2 Mn 0,5 P max 0,02 S 0,1 Cr 1,5 l5 531 839 Ni max 0,1 Cu 0,4 återstoden Fe och normalt förekommande föroreningar.

Stålet enligt föreliggande uppfinning har i typiska fall en hårdhet, vid härdning vid ca 800 °C, av åtminstone 850 HV1 såsom snabbkylt, och åtminstone 600 HV1 efter 30 min anlöpning vid 300 °C. Det har även en bearbetbarhet, vilken i fråga om skärtid före det att skärförsIitningskriterierna uppnåtts, är åtminstone lika god som bearbet- barheten hos ett motsvarande blylegerat stål. Vid användning av indexerbara hård- metallskär och en skärhastighet av ca 15 m/min kan en skärtid av åtminstone 10 h uppnås.

Exempel 1 - sammansättninqar Tolv olika försökssmältor av legeringen enligt uppfinningen producerades genom smältning i HF-ugn med efterföljande gjutning till göt på 270 kg. För att förhindra sprickbildning läts metalltackorna svalna sakta till rumstemperatur från ca 1550 °C i en isolerad miljö under en vecka före återupphettning och smidning till rundstänger ø 45 mm. Före all provning mjukglödgades materialen vid ca 750 °C under ca 4 h följt av kontrollerad avkylning vid en hastighet av ca 10 °C/h till under austenitiseringstemperaturen (Ani).

De kemiska sammansättningarna för försökssmältorna och för det blyinnehållande referensmaterialet (REF1) ges i Tabell 1, där alla siffror är givna i viktprocent. Refe- rensmaterialet producerades med hjälp av storskalig smältning, efterbehandling och stränggjutning. 533 HHS Tabell 1 Smälta C Si Mn S Cr Ni Cu Annat -68 0,97 0,24 0,50 0,046 0,17 0,07 0,025 -69 0,93 0,22 0,54 0,091 0,17 0,06 0,026 -70 0,96 0,27 1,10 0,097 0,18 0,06 0,026 -71 1,00 0,22 0,89 0,24 0,16 0,06 0,025 -72 1,01 0,23 0,57 0,12 0,17 0,06 0,026 B 41 ppm -73 0,99 0,21 0,52 0,094 0,17 0,37 0,026 -74 1,01 0,23 0,53 0,11 0,52 0,35 0,36 -75 1,01 0,22 0,52 0,11 0,17 0,36 0,51 -76 1,01 0,20 0,51 0,088 0,17 0,06 1,65 -77 0,91 0,22 0,53 0,091 0,17 0,33 1,50 -79 1,02 0,20 0,48 0,057 0,18 0,06 0,028 Bi 0,047 % -99 1,00 0,26 , 0,65 0,067 0,18 0,07 0,023 Ca 33 ppm Alla sammansättningar av försökssmältorna innehöll max 0,03 % P, max 0,02% N, max 0,05 % Mo, max 0,05 % Al och max 0,03% V, vilka betraktas såsom föroreningar iförsökssmäitorna. Mo kan dock i vissa fall tillsättas materialet för att öka korrosions- beständigheten såsom tidigare beskrivits.

Exempel 2 - härdbarhet Provkroppar av smältorna -68 till -77, -79 och -99 enligt Exempel 1, i form av ihåliga provkroppar med ytterdiameter 4,9 mm, innerdiameter 4,1 mm och längd 12,5 mm, härdades genom upphettning från rumstemperatur till 800 °C vid en hastighet av °C/s. Provkropparna hölls vid 800 °C under 5 min. Därefter åstadkoms avkylning av provkropparna vid kontrollerade avkylningshastigheter genom att spola prov- kropparna med helium. Hârdbarheten hos smältorna provades genom att använda en Quenchdilatometer för att åstadkomma den kontrollerade avkylningshastigheten. En låg avkylningshastig het kan leda till ej önskvärda fastransformationer av austenit- 53% 385 fasen, så som till bainit eller perlit, istället för martensit, vilket leder till en minskning av hårdheten hos materialet.

Efter värmebehandllng undersöktes provkropparna med avseende på Vicker-hårdhet (HV1) och mikrostruktur. l Figur 1a och Figur 1b visas hårdheten hos de provade materialen efter härdning som funktion av tiden (antal sekunder) det tog att kyla mate- rialet från 800 °C till 700 °C. Avkylningshastigheterna varierade från ca 30 °Cls till 400 °Cls. Provresultaten som visas i Figur la och Figur 1b förtecknas även i Tabell 2.

Det framgår att tre material, smältorna -70, -74 och -77 har högre härdbarhet än de övriga materialen, vilket visas genom en hög hårdhet även efter härdning vid lägre avkylningshastigheter. Det är välkänt att en lägre avkylningshastighet, medan en tillfredsställande hårdhet fortfarande åstadkoms, indikerar att materialet lättare kan produceras eftersom snabbkylningshastigheten är mindre kritisk. Smälta -70 har en hög halt av mangan (1,1 vikt-%) medan smälta -74 har relativt höga halter av krom, nickel och koppar (0,53 % Cr, 0,35 % Ni och 0,36 % Cu) och smälta -77 har en relativt hög halt av nickel (0,34 %) och en hög kopparhalt (1 ,50 %). För de övriga provade materialen är skillnader i härdbarhet mindre märkbara.

Tabell 2 1 2 3 4 Små” Håfdhsi Truls) nämner Truls) Hårdhsi Tidrs) Hårdhsi Tid (HV1) (HV1) (HV1) (HV1) (s) -63 944 0,24 914 0,32 334 1,04 341 2,33 -39 935 0,24 920 0,62 334 0,99 332 2,69 -70 394 0,24 913 0,66 371 1,4 423 2,2 -71 920 0,24 917 0,37 363 1 ,04 334 2,03 -72 914 0,24 920 0,32 399 1,4 333 2,3 Eišil 335 lll 1 2 3 4 Små” Hàrdhet Truls) Hårdhet Titus) Hårdher Tide) Hårdhet Tid (Hv1) (Hv1) rHv1) (Hv1) (s) -73 931 0,24 914 0,37 393 1,39 323 2,32 -74 937 0,24 955 0,51 333 1,5 323 3,04 -75 947 0,24 733 0,72 425 1,03 330 2,03 -73 393 0,24 390 0,51 510 1,37 533 2,73 -77 333 0,24 392 0,34 373 1,17 335 2,33 -79 937 0,24 934 0,49 370 1,03 372 2,33 -99 937 0,24 - - 412 1,17 409 1,52 Undersökningar av mikrostrukturerna efter härdning indikerar att de högre hårdhe- terna i smältorna -70, -74 och -77, även efter lägre avkylningshastigheter, beror på en större mängd martensit och inte beroende på bildningen av bainit.

Provresultaten indikerar att mangan och krom liksom stora mängder koppar har en fördelaktig effekt på härdbarheten, medan mindre mängder koppar (ca 0,5 % i smälta -75), liksom tillsatser av nickel, svavel, bor, vismut och kalcium, har ingen eller enbart en begränsad inverkan på härdbarheten. Ökningen i härdbarhet anses därför huvud- sakligen bero på elementen mangan och krom, där en ökad mängd av vart och ett förbättrar härdbarheten hos materialet.

Exempel 3 - härdning följt av anlöpninq Förutom härdbarhetsprovningen i Exempel 2 användes några av provkropparna även för att undersöka materialhårdheten efter härdning följt av anlöpning. Tabell 3 visar hårdheten (HV1) för materialen efter härdning vid ca 800 °C, under ca 5 min och där- efter anlöpning under 30 min vid fyra olika temperaturer, 100 °C, 200 °C, 300 °C och 500 °C. Resultaten visar att skillnaderna i hårdhet efter härdning och anlöpning är små. Den största skillnaden i hårdhet mellan de olika smältorna kan ses före anlöp- ning, dvs efter härdning, eller efter anlöpning vid temperaturer under 300 °C. 531 835 Tabell 3.

Smälta Hårdhet [HV1] Efter Anlöpning Anlöpning Anlöpning Anlöpning vid härdning vid 100 °C vid 200 °C vid 300 °C 500 °C -68 i 944 i 14 908 i 4 ej provad 657 i 6 403 i 1 -69 935 i 14 894 i 16 ej provad 658 i 14 359 i 14 -70 894 i 10 940 i 35 689 i 8 673 i 0 398 i6 -71 920 i 8 920 i 5 ej provad 652 i 12 412 i 4 -72 914 i 4 898 i 1 ej provad 635 i 3 403 i 7 -73 931 i 7 930 i 12 ej provad 650 i 17 402 i 6 -74 937i12 904 i2 771 i 13 657i0 395i3 -75 947 i 4 934 i 5 ej provad 663 i 3 420 i 7 -76 896 i 8 920 i 5 ej provad 669 i 14 421 i 13 -77 888 i 13 911 i 0 ej provad 659 i 3 422 i 1 -79 937 i 12 951 i 12 ej provad 651 i 3 403 i 4 -99 937 i 13 937 i 18 798 i 6 669 i 7 ej provad Det är tydligt att skillnaden i hårdhet efter härdning och anlöpning är liten bland de undersökta legeringarna. En anlöpningstemperatur under 300 °C ger den högsta skillnaden bland legeringarna i hårdhet och i restaustenithalt.

Exempel 4 - bearbetbarhet Bearbetbarheten för alla sammansättningar som ges i Exempel 1 provades. Prov- kropparna hade en diameter av ca ø 40 mm, och ytan hade svarvats i förväg för att minimera effekten av ytdefekter.

För alla bearbetningsprovningar var förfarandet en longitudinell svarvningsoperation med ett skärdjup som ändrades kontinuerligt mellan 0,5 mm och 1,5 mm. Skärhastig- heten var 15 m/min. Dessutom provades några av materialen även vid 30 m/min 53? BBB ti; skärhastighet. Matningshastighet för alla provningar var ca 0,05 mm/r.

Bearbetningsprovningarna utfördes med belagda indexerbara hårdmetallskär av typen Coromant CoroCut XS 3010, klass GC 1025. Bedömning gjordes genom att mäta skärförslitning som funktion av skärtid. Resultaten illustreras i Figur 2 och Figur 3 såsom flankförsiitning på skäregg som funktion av skärtid i minuter.

Resultaten visar att alla provade materialsammansättningar utom en (smälta -77), ger en verktygsförslitningstakti samma intervall som, eller långsammare än, det blyinne- hållande referensmaterialet REF 1.

Större mängder svavel och/eller mangan ger en bättre bearbetbarhet med avseende på verktygsförslitningstakten, sannolikt beroende på en högre halt av mangansulfider i materialet. Bor tycks ha en fördelaktig effekt på bearbetbarheten (smälta -72). En stor mängd koppar (ca 1,5 % i smälta -76 och -77) tycks försämra bearbetbarheten med avseende på verktygsförslitning. En liten mängd koppar, så som upp till ca 0,5 % (smälta -74 och -75), tycks inte ha någon påtaglig effekt på verktygsförslitningen.

Bearbetbarheten för några av provmaterialen i Exempel 1 provades även vid skär- hastigheten 30 m/min. Som funktion av tiden fortplantade sig verktygsförslitningen i samma takt eller långsammare för provmaterialen jämfört med det blyinnehållande referensmaterialet (REF1). Figur 3 visar resultatet från provningarna med skärhastig- heten 30 mlmin. l överensstämmelse med provningarna med skärhastigheten m/min ger en större mängd svavel och/eller bor bättre bearbetbarhet med avse- ende på verktygsförslitning. Den positiva effekten av mangan reduceras jämfört med resultaten från provningarna med lägre skärhastighet.

Figur 4 illustrerar den bearbetade volymen för några av de provade materialen vid de olika skärhastighetema (15 m/min och 30 mlmin) när flankförslitningen var 0,1 mm.

Resultatet för smälta -70 är en extrapolering eftersom provningen stoppades innan flankförslitningskriteriet uppnåddes. l jämförelse med den lägre skärhastigheten gav 53% E83 den högre skärhastigheten generellt ett högre mått av verktygsförslitning som funktion av den bearbetade volymen. Undantag var smälta -68 och det vismutlegerade mate- rialet, dvs smälta -79.

I Exempel 5 - slitstyrka Motståndet hos materialet mot abrasiv nötning beror på många materialparametrar och applikationsparametrar. För många applikationer inom det tekniska området för provmaterialen är det dock troligt att de två huvudmaterialparametrar som påverkar slitstyrkan är matrishårdheten och mängden hårda partiklar i materialet.

Med antagandet att matrishårdheten för det härdade materialet är proportionell mot mängden löst kol i austeniten vid härdningstemperaturen, och att mängden hårda partiklari materialet ges av mängden cementit som inte löses vid härdningstempera- turen, gjordes en teoretisk jämförelse mellan provmaterialen enligt Exempel 1.

De teoretiska beräkningarna utfördes med användning av Thermo-Calc (version Q, i databas CCTSS). Det bör påpekas att dessa beräkningar förutsätter jämvikt och ska därför enbart tjäna såsom vägledning till vad som kan förväntas i verkligheten.

Resultatet vid temperaturen 800 °C, vilken anses vara en lämplig temperatur för härdning av legeringarna enligt uppfinningen, visas i Figur 5.

Resultaten visar att skillnaderna mellan provmaterialen är ganska liten. Den höga mängden cementit och den lägre kolhalten vid härdningstemperaturen i smälta -74 beror sannolikt på den högre kromhalten, vilken stabiliserar cementiten. Med en högre härdningstemperatur kan mer av cementiten i smälta -74 lösas, vilket ger en större mängd kol i matrisen. Å andra sidan ökar en högre kolhalt i matrisen tendensen till restaustenitbildning vid snabbkylning av materialet. En stor mängd restaustenit sänker hårdheten och kan också försämra slitstyrkan hos materialet. 531 883 För smälta -77 ger den lägre kolhalten mindre löst kol i austeniten liksom en mindre mängd återstående cementit vid härdningstemperaturen.

Exempel 6 - korrosion Korrosionsbeständigheten hos smältorna enligt Exempel 1, utom för smälta -99, provades i en klimatkammare. Fuktighetsnivån har varierats enligt ett cykliskt program för att simulera verkliga miljöbetingelser som stålet kan utsättas för.

Huvudcykeln bygger på en upprepning av Cykel 1 som ges nedan.

Qßili Steg 1. Konstant betingelse vid 35 °C och 90 % relativ fuktighet (RH) under 7 h.

Steg 2. Linjär reduktion till 45 % relativ fuktighet (RH) under en period av 1,5 h.

Steg 3. Konstant betingelse vid 35 °C och 45 % relativ fuktighet (RH) under 2 h.

Steg 4. Linjär ökning till 90 % relativ fuktighet (RH) under 1,5 h, Tre provkroppar från varje material preparerades såsom ø 40 mm X 10 mm. Prov- kropparnas mantelytor svarvades och ändytorna slipades. Före start nedsänktes alla provkroppar under en timme i en natriumkloridlösning (1 % NaCl) och överflödig fluid fick rinna av under ca 5 min, för att accelerera korrosionshastigheten. För den första cykeln, byttes Steg 1 ut mot Steg 5.

Steg 5. Konstant betingelse vid 35 °C och 90 % relativ fuktighet (RH) under 6 h.

Provkropparna inspekterades efter exponering V5, _?.4_, 48och 96 h-för den cykel som ges ovan. Vid varje inspektion klassificerades måttet av korrosion med avseende på» det korroderade området för varje provkropp. Följande beteckningar användes: A = ingen korrosion på provkroppen B = mindre än 20 % av ytan är korroderad C = mellan 20 % och 70 % av ytan är korroderad 531 SBS 'lfl D = mer än 70 % av ytan är korroderad Resultaten som ges i Tabell 4 visar att beständigheten mot korrosion, och i synnerhet tiden för att starta allmän korrosion, reduceras när innehållet av svavel och mangan är högt så att det leder till bildning av mangansulfider. Detta kan exempelvis ses i smälta -71 och smälta -70 som visar ett korrosionsangrepp enligt klassificering D redan efter 24 h. Andra element tycks inte ha någon signifikant inverkan.

Det finns enbart mindre skillnader mellan legerlngarna. l likhet med referensmaterialet (REF1) kommer alla legeringar att korrodera med tiden om materialen inte skyddas mot korrosion. För den avsedda applikationen är korrosion inte ett problem. För hanteringsprocessen måste man dock kontrollera att materialet inte lämnas oskyddat under en lång tid. Flera av legerlngarna som beskrivs i föreliggande beskrivning upp- visar högre korrosionsbeständighet under långa tidsperioder än referensmaterialet.

Tabell 4 Exponeringstid/klassificering Smälta nr 8 h 24 h 48 h 96 h -68 B, B, B C, C, B C, C, B C, C, C -69 C, C, B C, C, C C, C, C C, D, D -70 C, C, C D, C, C D, C, C D, D, D -71 C, C, C D, C, C D, C, D D, C, D -72 C, B, B C, C, B D, C, C D, C, C -73 C, B, B C, C, C C, C, C C, C, C -74 C, B, B C, C, C C, C, C C, C, C -75 C, C, B C, C, C C, C, C C, C, C 531 B33 Exponeringstidlklassificering Smälta nr 8 h 24 h 48 h 96 h -76 C, C, C C, C, C C, C, C C, C, C -77 B, B, B C, C, B C, C, C C, C, C -79 B, B, B C, C, B C, C, C C, C, C REF1 B, B, B C, C, B C, C, C D, D, D Exempel 7 - fullskaliqa smältor Tre olika försökssmältor av legeringen enligt uppfinningen producerades genom smältning i HF-ugn med efterföljande gjutning till göt på 10 ton. För att förhindra sprickbildning läts materialet svalna sakta till 950 °C, före återupphettning till ca 1100 °C. Därefter varmvalsades materialet till fyrkantiga ämnen 105 >< 105 mm. Ämnena slipades på alla ytor innan valsningen till valstråd utfördes. Efterföljande tråddragning med mjukglödgning utfördes ner till en slutlig storlek över ø 3 mm följt av sträckning och slipning ner ø 3,0 mm. Mjukglödgningen utfördes vid ca 750 °C under ca 5 h, följt av kontrollerad avkylning vid en hastighet av ca 10 °C/h ner till 650 °C.

De kemiska sammansättningarna för försökssmältorna och för ett blyinnehållande referensmaterial (REF2) ges i Tabell 5, där alla siffror är givna i viktprocent. Refe- rensmaterialet producerades genom storskalig smältning följt av efterbehandling och stränggjutning.

IS 531 8-89 Tabell 5 Smälta C Si Mn S Cr Ni Cu Annat -307 0,86 0,38 0,58 0,081 1,53 0,05 0,37 -309 1,07 0,21 0,49 0,10 0,45 0,06 0,41 -311 1,06 0,25 0,81 0,098 0,14 0,04 0,08 REF2 0,96 0,16 0,47 0,050 0,12 0,02 0,01 Pb 0,17 % Alla sammansättningar av försökssmältorna innehöll max 0,03 % P, max 0,02 % N, max 0,05 % Mo, max 0,05 % Al och max 0,03% V, vilka betraktas såsom föroreningar i försökssmältorna.

Bearbetbarheten hos alla sammansättningar som ges i Tabell 5 provades. För alla bearbetningsprovningar var förfarandet en insticksoperation i vilken skärdjupet änd- rades mellan 0,15 mm, 0,80 mm, och 1,0 mm. Skärhastigheten var 20 m/min eller 30 m/min. Matningshastigheten för alla prövningar var 0,015 mmlr.

Bearbetningsprovningarna utfördes med belagda indexerbara hårdmetallskär av typen BIMU 065L 3,5, klass Bi40. Bedömning gjordes genom att mäta dimension och ytjämnhet som funktion av skärtid. Resultaten illustreras i Figur 6 och Figur 7, såsom dimensionsändring som funktion av antal bearbetade delar, och i Figur 8 och Figur 9, såsom ytfinhetsom funktion av antal bearbetade delar.

Resultaten visar att alla provade sammansättningar utom en (smälta -307) ger en dimensionsändring och ytjämnheti nivå med referensmaterialet, REF2. För smälta - 307 vid skärhastigheten 20 mlmin visar dimensionsändringen ett annat mönsterjäm- fört med de övriga smältorna, se Figur 6. För skärhastigheten 30 m/min kunde inte smälta -307 provas beroende på bildning av ytterst långa spånor och svårigheter att evakuera spånorna. 538 B89 Större mängder svavel ger bättre bearbetbarhet med avseende på dimensionsänd- ringen, sannolikt beroende på en högre halt av mangansulfider i materialet. Krom tycks ha en menlig effekt på bearbetbarheten (smälta -307).

Förutom bearbetbarhetsprovningen som beskrivits ovan användes provkropparna av dimensionen ø 3 mm för att undersöka materlalhårdheten efter härdning följt av anlöpning. Tabell 6 visar hårdheten (HV5) för materialen efter härdning vid ca 800 °C, under ca 4 respektive 10 min, och därefter anlöpning under 30 min vid två olika tem- peraturer, 250 °C och 400 °C.

Tabell 6 Smälta Hårdhet [HV5] Hålltid 4 min Hålltid 10 min Efter Anlöpning Anlöpning Efter Anlöpning Anlöpning härdning vid 250 °C vid 400 °C härdning vid 250 °C vid 400 “C -307 715 626 501 746 647 507 -309 852 708 515 857 705 51 1 -311 847 699 513 864 694 518 REF2 844 693 503 852 692 496 Resultaten visar att skillnaderna i hårdhet efter härdning och anlöpning är små, utom för smälta -307. Den största skillnaden i hårdhet mellan de olika smältorna kan ses före anlöpning, dvs efter härdning, eller efter anlöpning vid temperaturer av 250 °C.

Skillnaden i hårdhet för smälta -307 jämfört med de övriga smältorna är sannolikt en effekt av mindre lösta karbider i austeniten beroende på en högre kromhalt för smälta -307.

Claims (18)

PATENTKRAV 53"! E35

1. Blyfritt stål med följande sammansättning i viktprocent (vikt-%): C Si Mn P S Cr Ni Mo Cu Al B Bi+Se+Te Ti+Nb+Zr+V 0,85-1,2 0,1-0,6 0,4-1,2 max 0,05 0,04-0,3 max 2 max 1 max 0,5 0,3-1,7 max 0,1 max 0,008 max 0,005 max 0,2 återstoden Fe och normalt förekommande föroreningar.

2. Stål enligt krav 1, innefattande 0,9-1,1 vikt-% C.

3. Stål enligt krav 1 eller 2, innefattande 0,15-0,3 vikt-% Si, företrädesvis 0,2-0,3 Vikt-Wo .

4. Stål enligt något av kraven 1-3, innefattande 0,5-1,1 vikt-% Mn, företrädesvis 0,5-O,7 Vikt-%.

5. Stål enligt något av föregående krav, innefattande 0,05-0,25 vikt-% S.

6. Stål enligt krav 5, innefattande 0,08-0,15 vikt-% S. 53'l 883

7. Stål enligt något av föregående krav, innefattande 0,1-0,8 vikt-°/° Cr, företrä- desvis 0,1-0,5 vikt-% Cr.

8. Stål enligt något av föregående krav, innefattande maximalt 0,5 vikt-% Ni, företrädesvis maximalt 0,4 vikt-%.

9. Stål enligt något av föregående krav, innefattande 0,3-1,0 vikt-% Cu.

10. Stål enligt något av föregående krav, innefattande maximalt 0,005 vikt-% B.

11.Stål enligt något av föregående krav, huvudsakligen fritt från tillsatser av B.

12. Stål enligt något av föregående krav, huvudsakligen fritt från tillsatser av Bi, Se och Te.

13. Stål enligt något av föregående krav, huvudsakligen fritt från tillsatser av Ti, Zr, Nb och V.

14. Stål enligt något av föregående krav, i form av en tråd.

15.Användning av ett stål i enlighet med något av kraven 1-14, i en precisionsventil, företrädesvis inom bilindustrin.

16.Användning av ett stål i enlighet med något av kraven 1-14, i en klocka.

17.Användning av ett stål i enlighet med något av kraven 1-14, i en mätprob.

18.Användning av ett stål i enlighet med något av kraven 1-14, i ett precisions- verktyg.