SE536596C2 - Varmarbetsstål och en process för tillverkning av ett varmarbetsstål - Google Patents

Abstract

En process for tillverkning av en detalj av varmarbetsstål med låg kromhalt och som har förhöjd anlöpningsbeständighet, innefattande a) inblandning av kväve i en varmarbetsstålkomposition med låg kromhalt, som har enkromhalt om högst 4 vikt-%, for att bilda en stålkomposition med en kvävehalt om0.015 till 0.30 vikt-%, b) formning av en ståldetalj av stålkompositionen, c) austenitisering av ståldetalj en erhållen i steg step b) vid en temperatur om högst1200 °C under en halvtimme, följt av härdning, samt d) anlöpning av den härdade ståldetaljen under en tid av 2 timmar minst två gånger vid en temperatur mellan 500 och 700 °C. Stålet består, i vikt-%, i huvudsak av 0.08-0.40 C, 0015-030, 0.30 - 0.50 (C+N), 1 - 4Cr, 1.5-3 Mo, 0.8-1.3 V, 0.2-0.50 Si, max 3 Ni, max 4 Co, medan resten är Fe och fór-oreningar.

Description

25 30 35 536 596 US 5 232 660 beskriver ett låglegerat stål som är särskilt användbart vid tillverkningen av varrnarbetsverktyg såsom matrisunderlag, matriser och annan utrustning för smid- ning och andra varrnforrnningsprocesser, samt ett förfarande för tillverkning av sådana stål. Det låglegerade stålet har en medelhög kolhalt och mindre än cirka 5 % Cr och mindre än cirka 1 % Mn och det har en härdbarhet som närmar sig enhetlighet erhållen genom närvaron av N i en mängd från cirka 100 till cirka 400 ppm. Patentet beskriver också ett förfarande för tillverkning av ett sådant stål som i de senare tillverkningsske- dena företrädesvis omfattar processteget att bubbla kvävgas genom det smälta stålet.

Den föredragna koncentrationen av kväve är cirka 200 ppm. Om kvävekoncentrationen sjunker under cirka 100 ppm kommer de beskrivna önskade målsättningarna av genom- hårdnande och ökad nötningsbeständighet inte att uppnås. Kvävekoncentrationer som är högre än cirka 400 ppm uppges däremot kräva alltför stora mängder av aluminium, ti- tan, mangan och krom för att inte påverka stålets kvalitet negativt. Austenitisering och anlöpning av stålet nämns inte.

SAMMANFATTNING AV UPPFINNINGEN Ett syfte med föreliggande uppfinning är att tillhandahålla en process för tillverkning av en detalj av varmarbetsstål med låg kromhalt och som har förhöjd anlöpningsbeständig- het. Enligt föreliggande uppfinning uppnås detta syfte genom att processen innefattar stegen: a) inblandning av kväve i en varmarbetsstålkomposition med låg kromhalt, som har en kromhalt om högst 4 vikt-%, för att bilda en stålkomposition med en kvävehalt om 0.015 till 0.30 vikt-%, b) formning av en ståldetalj av stålkompositionen, c) austenitisering av ståldetalj en erhållen i steg step b) vid en temperatur om högst 1200 °C under en tid i storleksordningen en halvtimme, följt av härdning, samt d) anlöpning av den härdade ståldetalj en minst två gånger vid en temperatur mellan 500 och 700 °C under en tid av storleksordningen 2 timmar.

I ett krypbeständigt stål med hög kromhalt, dvs. 9-12 vikt-%, är det möjligt att lösa va- nadinkarbid-nitrider redan vid förhållandevis låga temperaturer, dvs. 1020-1050 °C.

Om kromhalten är låg, lägre än cirka 4-5 vikt-%, kommer dock primära vanadinkarbid- nitrider att bildas i smältan och dessa är nästan omöjliga att lösa efteråt.

I stålet enligt föreliggande uppfinning ska totalmängden av kol och kväve regleras till 0.30 S (C+N) S 0.50, företrädesvis 0.36 S (C+N) S 0.44. Den nominella halten ska vara av storleksordningen 0.40 vikt-%. Samtidigt är det fördelaktigt att reglera kvävehalten 10 15 20 25 30 35 536 596 till mellan 0.015 och 0.15 N, företrädesvis 0.015 - 0.10 och kol kan företrädesvis regle- ras till minst 0.20 vikt-%.

När kvävehalten ställs in till cirka 0.05 till 0.10 vikt-% kommer det att bildas va- nadinkarbonitrider, vilka delvis kommer att lösa sig under austenitiseringssteget och därefter fällas ut under anlöpningssteget som partiklar av nanometerstorlek. Den ter- miska stabiliteten hos vanadinkarbonitrider är bättre än den hos vanadinkarbider och följaktligen kommer anlöpningsbeständigheten hos detalj en av varmarbetsstål med låg kromhalt att förbättras avsevärt. Genom att anlöpa minst två gånger kommer dessutom anlöpningskurvan (som visar hårdhet som en fianktion av anlöpningstemperatur) att ha ett högre, sekundärt maximum.

I den mest föredragna utföringsforrnen av uppfinningen är kvävehalten företrädesvis av storleksordningen 0.05 vikt-%. Detta värde ger bättre prestanda än högre värden. En kvävehalt i storleksordningen 0.05 vikt-% ger en högre potential för sekundärhårdnande under härdning än vad högre halter gör och ger därför stålet en hög hårdhet. En mängd i storleksordningen 0.10 vikt-% har dock visat sig ge en förskjutning av toppen för se- kundärhårdnande mot något högre anlöpningstemperaturer, vilket är positivt. De ge- nomförda försöken och modelleringsberäkningar indikerar dessutom att en ökad aus- tenitiseringstemperatur krävs i samband med ökade kvävehalter.

Krom förbättrar härdbarheten och korrosionsbeständigheten hos stål. Vid alltför låga halter kommer korrosionsbeständigheten att påverkas negativt. En lägsta kromhalt i stålet sätts därför till l vikt-%. Den högsta halten sätts till 4 vikt-% för att undvika oönskad bildning av krornrika karbider/karbonitrider, t.ex. M23C6. Kromhalten skall företrädesvis inte överskrida 3 vikt-% och, ännu mera föredraget, företrädesvis inte överskrida 2.6 vikt-%. I den mest föredragna utföringsformen av uppfinningen är krom- halten 1.5-1.7 vikt-%. En låg kromhalt fördröjer utfällningen av krornkarbider i mikro- strukturen till förmån för den terrniskt stabilare vanadinrika karbonitriden. Återhämt- ningen blir därför långsammare i materialet och anlöpningsbeständigheten blir bättre.

Stålet skall innehålla vanadin i en mängd om minst 0.8 vikt-% för att ge en tillräcklig utfällningspotential och på så sätt en tillräcklig anlöpningsbeständighet och önskade hållfasthetsegenskaper vid hög temperatur. För att undvika alltför stor bildning av M(C,N)-utfällningar, vilka skulle öka risken för att stora olösta utfällningar blir kvar i matrisen efter värrnebehandling och dessutom ge risk för en utarrnning av kol och kväve 10 15 20 25 30 35 536 596 i matrisen, är den Övre gränsen för vanadin 1.3 vikt-%. Vanadin ligger företrädesvis mellan 1.0 och 1.3 vikt-%.

Kisel skall finnas närvarande i stålet i en mängd mellan 0.2 - 0.5 vikt-%, företrädesvis 0.2 - 0.4 vikt-%. Genom att hålla halten av kisel låg är det möjligt att få en initial utfäll- ning av metastabila MgC-karbider. Dessa karbider kommer att fungera som en reservoir för kol för efterföljande utfällning av de önskade M(C,N)-partiklama. Man undviker även utfällning av oönskade kromrika MggCó-partiklar i korngränserna och gränsema mellan kristallgitter.

Mangan finns närvarande för att ge stålet en tillräcklig härdbarhet, i synnerhet med tanke på den förhållandevis låga halten av krom och mo lybden i stålet. Halten av mangan i stålet ligger mellan 0.5 och 2 vikt-%, företrädesvis mellan 1.0 och 2.0 vikt-%.

Molybden skall finnas närvarande i stålet i en mängd mellan 1.5 och 3 vikt-%, företrä- desvis 2.2 - 2.8 vikt-%, för att ge ett sekundärhårdnande under anlöpning och för att ge ett bidrag till härdbarheten. En del av mo lybdenet kan ersättas med volfram på i och för sig känt sätt, men stålet skall företrädesvis inte innehålla några avsiktligt tillsatta mäng- der av volfram, dvs. skall inte innehålla volfram i mängder som överskrider förore- ningsnivån, på grund av vissa nackdelar relaterade till närvaron av detta element.

Nickel och kobolt är element som kan ingå i stålet i mängder upp 3 vikt-% respektive 4 vikt-%. Kobolt kan öka hårdheten vid höga temperaturer, vilket kan vara fördelaktigt för vissa användningar av stålet. Nickel kan öka stålets korrosionsbeständighet, härdbarhet och seghet.

Austenitisering kan i princip genomföras vid en temperatur mellan mjukglödgningstem- peraturen 820 °C och den maximala austenitiseringstemperaturen 1200 °C, men austeni- tiseringen av ståldetalj en utförs företrädesvis vid en temperatur i storleksordningen 1050 - 1150 °C, företrädesvis vid 1100 °C. Intema försök indikerar att högre austeni- tiseringstemperaturer förskjuter hårdheten vid anlöpning mot högre temperaturer, dvs. toppen för sekundärhårdnande kommer att förskjutas mot högre temperaturer, vilket innebär att den önskade hårdheten kommer att uppnås vid en högre begynnelsetempera- tur för anlöpningen. Materialet kommer på så sätt att få en förbättrad anlöpningsbestän- dighet och verktygens arbetstemperatur skulle kunna höjas. 10 15 20 25 30 536 596 Anlöpningen av den härdade ståldetalj en utförs företrädesvis minst två gånger med en hålltid om 2 timmar vid en temperatur mellan 550 och 680 °C. I den mest föredragna utföringsforrnen av stålkompositionen utförs anlöpningen vid en temperatur mellan 600 och 650 °C, företrädesvis mellan 625 och 650 °C.

Kvävehalter inom området 0.05 - 0.10 vikt-% kan erhållas genom att blanda in kvävet genom konventionella gjutningsförfaranden för att bilda en smälta, att gjuta smältan för att forma ett göt, samt att homogenisera götet genom värrnebehandling. Kvävetillsatser kommer att generera stora primära vanadinrika M(C,N)-utfällningar, vilka i sin tur kommer att ge materialet ojämn hårdhet. De stora primära karbonitridema kommer dock inte att uppträda om kvävehalten sänks och det sker en homo geniserande värrnebehand- ling innan en efterföljande smidning.

I en variant av stålet kan man även tänka sig högre kvävehalter än vad som anges för den föredragna utföringsformen. I denna variant kan kväve uppgå till upp till 0.30 vikt- %. Konventionella gjutningsförfaranden är otillräckliga för att erhålla högre kvävehal- ter. Kvävet skulle istället kunna blandas in genom att först framställa ett stålpulver med i huvudsak den önskade sammansättningen, förutom kvävet, att därefter nitrera detta pulver i fast tillstånd med kväveinnehållande fluid, tex. kvävgas, samt att därefter varrnpressa pulvret isostatiskt vid en temperatur i storleksordningen 1150 °C och ett tryck i storleksordningen 76 MPa för att forma ett obearbetat metallstycke. Genom att tillverka verktygsstålet genom pulverrnetallurgi undviks problemet med förekomst av stora primära karbider.

Metallstycket smids företrädesvis vid en temperatur i storleksordningen 1270 °C och mjukglödgas därefter vid en temperatur i storleksordningen 820 °C, följt av svalning med en hastighet om 10 °C per timme till en temperatur om 650 °C och därefter fri svalning i luft för att göra det färdigt för austenitisering.

Efter inblandningen av kvävet är ståldetalj ens sammansättning (i vikt-%) lämpligen i huvudsak: 536 596 C 0.08-0.40, företrädesvis minst 0.20 N 0.015-0.30, företrädesvis 0.05 - 0.10 C + N 0.30 - 0.50, företrädesvis 0.36 - 0.44 Cr 1 - 4, företrädesvis max 3 Mo 1.5 -3 V 0.8 - 1.3, företrädesvis 1.0 - 1.3 Mn 0.5-2 Si 0.2-0.5, företrädesvis 0.2 - 0.4 Ni <3 Co <4 Fe och oavsiktliga föroreningar resten En sådan ståldetalj har en avsevärt förbättrad anlöpningsbeständighet som medger en längre livslängd hos detalj en i varrnarbetstillämpningar. Såsom redan angivet ovan är kvävehalten företrädesvis av storleksordningen 0.05 vikt-% och kromhalten är företrä- desvis 1.5-1.7 vikt-%.

Ett annat syfte med föreliggande uppfinning är att tillhandahålla ett varrnarbetsstål med låg kromhalt som är lämpligt för tillverkning av en ståldetalj som har förhöjd anlöp- ningsbeständighet. Ståldetalj en enligt föreliggande uppfinning skall företrädesvis också uppfylla några av följande krav: - god anlöpningsbeständighet, - god högtemperaturhållfasthet, - god värmeledningsförrnåga, - inte ha en oacceptabelt hög värrneutvidgningskoefficient.

Enligt föreliggande uppfinning uppnås detta syfte genom att varrnarbetsstålet med låg kromhalt i huvudsak består av (i vikt-%): 10 15 20 25 536 596 C 0.08-0.40, företrädesvis minst 0.20 N 0.015-0.30, företrädesvis 0.05 - 0.10 C + N 0.30 - 0.50, företrädesvis 0.36 - 0.44 Cr 1 - 4, företrädesvis max 3 Mo 1.5 -3 V 0.8 - 1.3, företrädesvis 1.0 - 1.3 Mn 0.5-2 Si 0.2-0.5, företrädesvis 0.2 - 0.4 Ni <3 Co <4 Fe och oavsiktliga föroreningar resten Kvävehalten i verktygsstålet är företrädesvis av storleksordningen 0.05 vikt-% och kromhalten är företrädesvis 1.5-1.7 vikt-%.

KORT BESKRIVNING AV RITNINGARNA I det följ ande kommer uppfinningen att beskrivas mera detaljerat med hänvisning till föredragna utföringsformer och de bilagda ritningama. fig. 1 är ett diagram som visar hårdhet mot anlöpningstemperatur för ett exemplifie- rande varrnarbetsstål med låg kromhalt enligt känd teknik som inte innehåller nå- got kväve. fig. 2 är ett diagram som visar hårdhet hos de tidigare kända stålen (halter ivikt-%) Cr 15, Mo 1, C 0.6 och Cr 15, Mo 1, C 0.29, N 0.35 vid olika anlöpningstemperatu- ICT. fig. 3 är ett diagram som illustrerar effekten av låg kromhalt på stabiliteten hos M(C,N) i austenit.

Fig. 4 är ett diagram som visar molfraktionen av MÖC, M(C,N) och den kroppscentre- rade kubiska (bbc) matrisen som en fianktion av temperatur. (Resterande fas: aus- tenitisk matris.) Fig. 5 är ett diagram som visar mängden av M(C,N)-fas och metastabil MZC som fiinkt- ion av temperatur. (Resterande fas: ferrit.) 10 15 20 25 30 35 536 596 Fig. 6 är ett diagram som visar kurvor för hårdhet mot anlöpningstemperatur för försök- slegeringarna N0.05, N0.10 och N0.30.

Fig. 7 är en SEM-bild med bakåtspridning som visar små olösta M(C,N)-utfallningar och en sfarisk blandoxid-sulfidpartikel iN0.05.

Fig. 8 är en SEM-bild med bakåtspridning som avslöjar olöst, primär M(C,N) vid förut- varande austenitkomgränser i legeringen NO. 10.

Fig. 9 är en SEM-bild med bakåtspridning som visar primära partiklar i mjukglödgad N0. 10.

Fig. 10 är en SEM-bild med bakåtspridning som avslöjar en jämn fördelning av olösta M(C,N)-partiklar i N0.30.

Fig. 11 är en SEM-bild med bakåtspridning som avslöjar några ansamlingar av olöst M(C,N) påträffade iN0.30. sÄTT ATT UTovA UPPFINNINGEN Varrnarbetsstål som är mediumlegerade med mo lybden och vanadin har god beständig- het mot termisk utmattning, mjukning och högtemperaturkrypning. En exemplifierande nominell kemisk sammansättning för ett sådant tidigare känt stål visas i Tabell 1 (vikt- %).

Tabell 1 C CrMoV Mn Si Fe 0.38 2.6 2.3 0.9 0.75 0.3 92.8 Det har föreslagits att stålet enligt Tabell 1 får sina högtemperaturegenskaper tack vare utfällningen av vanadinkarbider av nanometerstorlek under anlöpning. Dessa hårda kar- bider av MC-typ (2900 HV) ger ett sekundärhårdnande av materialet. Figur 1 visar en anlöpningskurva (hårdhet mot anlöpningstemperatur) för det exemplifierande verktygs- stålet enligt känd teknik. Provstyckena austenitiserades vid 1030 °C och anlöptes däref- ter två gånger vid olika temperaturer: från 200 °C upp till 700 °C under en anlöpningstid om 2 + 2 timmar. Såsom det framgår finns det inom intervallet 500 till 650 °C en tydlig topp för sekundärhårdnande vid 550 °C. Senare forskning har också visat att det sker en markant utfallning av de metastabila mo lybdenrika MQC i det exemplifierande verktygs- 10 15 20 25 30 35 536 596 stålet enligt känd teknik under anlöpning vid 625 °C, vilket bidrar till den sekundär- hårdnande effekten.

Ett varrnarbetsståls förrnåga att bibehålla sin hårdhet vid en förhöjd temperatur under en längre tid, anlöpningsbeständigheten, kan normalt kopplas samman med anlöpningens begynnelsetemperatur- om materialet hålls vid en temperatur klart under anlöpningens begynnelsetemperatur kommer det inte att mjukna. Vid hålltemperaturer närmare eller över anlöpningens begynnelsetemperatur kommer mjukningen att bli mera uttalad.

Om toppen för sekundärhårdnande kunde förskjutas mot högre temperaturer skulle detta innebära att den önskade hårdheten (t.ex. 44-46 HRC) kunde uppnås vid en högre be- gynnelsetemperatur för anlöpningen. Materialet skulle på så sätt få en förbättrad anlöp- ningsbeständighet och verktygens arbetstemperatur skulle kunna höjas.

Tidigare forskning på stål med hög kromhalt antyder att det är möjligt att uppnå högre hårdhet under anlöpning när kväve tillsätts till stålet. Prover av Cr 15, Mo 1, C 0.6 och Cr 15, Mo 1, C 0.29, N 0.35 upplösningsbehandlades vid 1050 °C följt av vattenhärd- ning och kylning med flytande kväve och anlöptes därefter vid olika temperaturer under 2 timmar. Såsom framgår i fig. 2 blev den maximala hårdheten avsevärt högre när kväve tillsattes. Hårdheten hos martensiten är från början lägre för det kväveinnehållande stå- let, men under anlöpning uppnår detta stål en högre hårdhet än stålet som inte innehåller något kväve.

Förklaringen till detta är att kvävet gör kromet jämnare fördelat i matrisen, på grund av ökad löslighet av krom i den austenitiska fasen. Efter härdning ärvde den martensitiska fasen det jämnt fördelade kromet från austeniten och under anlöpning sker en mycket finfördelad utfallning av kromnitrider och ger på så sätt en kraftigare härdningseffekt i materialet.

Ersättandet av en del av kolet med kväve används dessutom för att uppnå en högre hårdhet hos den martensitiska stålmatrisen. Kvävetillsatsen ger initialt upphov till en större mängd resterande austenit. Denna austenit kan dock senare omvandlas till mar- tensit genom kallbearbetning och det är möjligt att uppnå en hårdhet så hög som 68 HRC på detta sätt. 10 15 20 25 30 35 536 596 En låg kromhalt förefaller ha en positiv inverkan på anlöpningsbeständigheten. En jäm- förelse av två olika varinarbetsstål med 1.5 och 5.0 vikt-% krom visar att den lägre kromhalten fördröjer utfällningen av kromkarbider i mikrostrukturen till förrnån för de terrniskt stabilare vanadinrika MC. Återhämtningen går därför långsammare i materialet och anlöpningsbeständigheten blir bättre.

Studier gjorda på ett typiskt krypbeständigt stål med 9-12 vikt-% krom och som inne- håller 0.06 vikt-% N indikerar dock att låga kromhalter stabiliserar MX (där X är C + N) dramatiskt, se Fig. 3. Om man skulle utföra austenitiseringen vid 1100 °C skulle alla M(C,N)-partiklama vara lösta i stålet som innehåller 10 vikt-% krom. Om man skulle sänka kronihalten till 2.5 vikt-% (jämför det exemplifierande verktygsstålet med låg kromhalt i fig. 1) skulle stora mängder av M(C,N) fortfarande finnas närvarande i aus- teniten. Följden av en låg kromhalt förefaller vara att endast små mängder av interstiti- ella atomer kommer att lösas in i austeniten under austenitiseringsbehandling.

Enligt föreliggande uppfinning tillverkas en detalj av varinarbetsstål med låg kromhalt och som har förhöjd anlöpningsbeständighet genom att utföra följande processteg: a) inblandning av kväve i en varrnarbetsstålkomposition med låg kromhalt, som har en kromhalt om högst 4 viktprocent, för att bilda en stålkomposition med en kvävehalt om 0.015 till 0.30 viktprocent, b) formning av en ståldetalj av stålkompositionen, c) austenitisering av ståldetalj en erhållen i steg step b) vid en temperatur om högst 1200 °C under en tid i storleksordningen en halvtimme, följt av härdning, samt d) anlöpning av den härdade ståldetalj en minst två gånger vid en temperatur mellan 500 och 700 °C under en tid i storleksordningen 2 timmar.

Med tanke på den vedertagna kunskapen inom det aktuella teknik området är dessa re- sultat överraskande, eftersom den förhärskande kunskapen är att sänkning av kromhal- ten kommer att resultera i en minskad härdbarhet och svårigheter med att lösa primära M(C,N)-partiklar.

I ett krypbeständigt stål med hög kromhalt, dvs. 9-12 vikt-%, är det möjligt att lösa va- nadinkarbonitrider redan vid förhållandevis låga temperaturer, dvs. 1020-1050 °C.

Om kromhalten är låg, lägre än cirka 4-5 vikt-%, kommer dock primära vanadinkarbo- nitrider att bildas i smältan och dessa är nästan omöjliga att lösa efteråt. 10 10 15 20 25 30 35 536 596 Uppfinnarna har funnit att när kvävehalten är inställd till cirka 0.015 till 0.30 vikt-% i ett stål med låg kromhalt kommer vanadinkarbonitrider att bildas, vilka delvis kommer att lösas under austenitiseringssteget och därefter fällas ut under anlöpningssteget som partiklar av nanometerstorlek. Partiklama är av storleksordningen cirka 1 um till cirka 10 um. I vissa fall där kvävehalten är låg, typiskt 0.05 vikt-%, är partiklamas medelstor- lek mindre än 1 um. Den terrniska stabiliteten hos vanadinkarbonitrider är bättre än den hos vanadinkarbider och anlöpningsbeständigheten hos detalj en av varrnarbetsstål med låg kromhalt kommer följaktligen att förbättras avsevärt. Genom att anlöpa minst två gånger kommer dessutom anlöpningskurvan (som visar hårdhet som en funktion av an- löpningstemperatur) att ha ett högre, sekundärt maximum.

I en föredragen utföringsforrn av stålet är kvävehalten företrädesvis av storleksordning- en 0.05 viktprocent. Detta värde ger en bättre prestanda än högre värden. En kvävehalt i storleksordningen 0.05 viktprocent ger en högre potential för sekundärhårdnande under härdning än vad högre halter gör.

I den föredragna utföringsforrnen är kromhalten företrädesvis 1.5-1.7 viktprocent.

En låg kromhalt fördröjer utfällningen av kromkarbider i mikrostrukturen till förmån för de terrniskt stabilare vanadinrika karbonitridema. Återhämtningen i materialet blir där- för långsammare och anlöpningsbeständigheten blir bättre.

Austenitisering kan i princip genomföras vid en temperatur mellan mjukglödgningstem- peraturen 820 °C och den maximala austenitiseringstemperaturen 1200 °C. I en föredra- gen utföringsforrn, dvs. i en komposition med en kromhalt i storleksordningen 1.5 till 1.7 viktprocent, utförs austenitiseringen av ståldetalj en företrädesvis vid en temperatur i storleksordningen 1050 - 1150 °C, företrädesvis vid 1100 °C. Intema försök visar att högre austenitiseringstemperaturer förskjuter hårdheten vid anlöpning mot högre tempe- raturer, dvs. toppen för sekundärhårdnande kommer att förskjutas mot högre temperatu- rer, vilket innebär att den önskade hårdheten kommer att uppnås vid en högre begynnel- setemperatur för anlöpningen. Materialet kommer på så sätt att få en förbättrad anlöp- ningsbeständighet och verktygens arbetstemperatur kommer att höjas.

Anlöpningen av den härdade ståldetalj en genomförs företrädesvis minst två gånger med en hålltid om 2 timmar vid en temperatur mellan 550 och 680 °C. I den mest föredragna utföringsforrnen av stålkompositionen genomförs anlöpningen vid en temperatur mellan 600 och 650 °C, företrädesvis mellan 625 och 650 °C. 11 10 15 20 25 30 35 536 596 Kvävehalter inom området 0.05 - 0.10 viktprocent kan erhållas genom att blanda in kvävet genom konventionella gjutningsförfaranden för att bilda en smälta, att gjuta smältan för att forma ett göt, samt att homogenisera götet genom värrnebehandling.

Kvävetillsatser kommer att generera stora primära vanadinrika M(C,N)-utfallningar, vilka i sin tur kommer att ge materialet ojämn hårdhet. Stora primära karbonitrider kommer dock inte att uppträda om kvävehalten sänks och det sker en homogeniserande värrnebehandling innan en efterföljande smidning.

I den föredragna utforingsformen av uppfinningen är kvävehalten företrädesvis av stor- leksordningen 0.05 vikt-%. Detta värde ger en bättre prestanda än högre värden. En kvävehalt i storleksordningen 0.05 vikt-% ger en högre potential för sekundärhårdnande under härdning än vad högre halter gör och ger därför stålet en hög hårdhet. En mängd av storleksordningen 0.10 vikt-% har dock visat sig ge en förskjutning av toppen för sekundärhårdnande mot något högre anlöpningstemperaturer, vilket är positivt. De ge- nomförda försöken och modelleringsberäkningar indikerar dessutom att en ökad aus- tenitiseringstemperatur krävs i samband med ökade kvävehalter.

I en variant av stålet är även högre halter tänkbara än vad som anges för den föredragna utföringsforrnen. I denna variant kan kväve uppgå till upp till 0.30 vikt-%. Konvention- ella gjutningsförfaranden är otillräckliga för att erhålla högre kvävehalter.

Då blandas kvävet i stället företrädesvis in genom att först framställa ett stålpulver med i huvudsak den önskade sammansättningen, förutom kvävet, att därefter nitrera detta pulver i fast tillstånd med kvävgas, samt att därefter varrnpressa pulvret isostatiskt vid en temperatur i storleksordningen 1150 °C och ett tryck i storleksordningen 76 MPa för att forma ett metallstycke. Genom att tillverka verktygsstålet genom pulvermetallurgi undviks problemet med förekomst av primära karbider.

Metallstycket smids företrädesvis vid en temperatur i storleksordningen 1270 °C och mjukglödgas därefter vid en temperatur i storleksordningen 820 °C, följt av svalning med en hastighet om 10 °C per timme till en temperatur om 650 °C och därefter fri svalning i luft för att göra det färdigt för austenitisering.

Efter inblandningen av kvävet är ståldetalj ens sammansättning (i vikt-%) lämpligen i huvudsak: 12 10 C+N Co 536 596 0.08-0.40, företrädesvis minst 0.20 0.015-0.30, företrädesvis 0.05 - 0.10 0.30 - 0.50, företrädesvis 0.36 - 0.44 1 - 4, företrädesvis max 3 1.5 -3 0.8 - 1.3, företrädesvis 1.0 - 1.3 0.5-2 0.2-0.5, företrädesvis 0.2 - 0.4 <3 <4 Fe och oavsiktliga föroreningar resten En sådan ståldetalj har en avsevärt förbättrad anlöpningsbeständighet som medger en längre livslängd hos detalj en i varrnarbetstillämpningar. Såsom redan angivet ovan är kvävehalten företrädesvis av storleksordningen 0.05 vikt-% och kromhalten är företrä- desvis 1.5-1.7 vikt-%.

Ett annat syfte med föreliggande uppfinning är att tillhandahålla ett varrnarbetsstål med låg kromhalt som är lämpligt för tillverkning av en ståldetalj som har förhöjd anlöp- ningsbeständighet.

Enligt föreliggande uppfinning uppnås detta syfte genom att varrnarbetsstålet med låg kromhalt i huvudsak består av (i vikt-%): C N C+N Co 0.08-0.40, företrädesvis minst 0.20 0.015-0.30, företrädesvis 0.05 - 0.10 0.30 - 0.50, företrädesvis 0.36 - 0.44 1 - 4, företrädesvis max 3 1.5 -3 0.8 - 1.3, företrädesvis 1.0 -1.3 0.5-2 0.2-0.5, företrädesvis 0.2 - 0.4 <3 <4 Fe och oavsiktliga föroreningar resten 13 10 15 20 25 30 536 596 Kvävehalten i verktygsstålet är företrädesvis av storleksordningen 0.05 vikt-% och kromhalten är företrädesvis 1.5-1.7 vikt-%.

EXEMPEL 1 I Tabell 2 nedan visas de kemiska sammansättningama i viktprocent för tre olika lege- ringar: N0.05, NO. 10 och N0.30. N0.05 betecknar ett material med en kvävehalt om 0.05 Vikt-% och så vidare. Observera att dessa är de faktiska sammansättningama hos de tre försöksmetallstyckena.

Målsättningen var att hålla nivån av alla legeringselement förutom kol och kväve kon- stant. Jämfört med det vanliga varrnarbetsstålet med låg kromhalt i Tabell 1 minskades även kromet något. Det blev en liten minskning av mo lybdenhalt och en ökning av manganhalt. För kol och kväve var målsättningen att ha en konstant summa om cirka 0.40 Vikt-% av dessa element och detta uppnåddes förhållandevis väl.

Tabell 2 Material C N Cr Mo V Mn Si Fe N0.05 0.38 0.05 1.70 2.77 1.20 1.09 0.30 92.5 N0.l0 0.27 0.10 1.53 2.32 1.20 1.85 0.26 92.5 N0.30 0.08 0.32 1.51 2.20 1.20 1.88 0.29 92.5 Anlöpningssteget berör i huvudsak metastabila faser och tidigare forskning med elektronmikroskopi har visat att dessa existerar i vanligt varrnarbetsstål med låg krom- halt vid anlöpningstemperaturintervaller, dvs. 400 till 700 °C. Dessa karbidfaser är i huvudsak vanadinrik MC (FCC) och molybdenrik MgC (HCP). En viss mängd av krom- rik M7C3 har också påträffats i det vanliga varrnarbetsstålet med låg kromhalt.

De efterföljande beräkningarna gjordes för att avgöra huruvida dessa kväveinnehållande legeringar var möjliga att härda eller inte, dvs. om tillräckligt med legeringselement skulle kunna lösas in i den austenitiska matrisen vid austenitiseringstemperaturen, så att martensit skulle bildas under härdning. Det intressanta temperaturområdet låg således mellan mjukglödgningstemperaturen 820 °C och den inställda, maximala i praktiken användbara, austenitiseringstemperaturen 1200 °C.

Resultaten från dessa jämviktsberäkningar visas i fig. 4. Här visas molfraktionen av M6C, M(C,N) och den kroppscentrerade kubiska matrisen som en funktion av tempera- tur. Den resterande fasen är austenit. De heldragna kurvoma representerar N0.05, de 14 10 15 20 25 30 35 536 596 streckade kurvorna representerar NO. 1 0 och de prickade kurvorna representerar N0.30.

Observera den höga halten av M(C,N) iN0.30-legeringen ända upp till 1200 °C. Såsom förväntat är den rymdcentrerade kubiska fasen instabil över 850 °C. Det är intressant att se att jämviktskurvans lutning, som representerar mängden av M(C,N), minskar när kvävehalten ökar. Detta innebär att det är svårare att lösa M(C,N) iN0.30 jämfört med N0.05. Det är således förväntat att mängden av kol, kväve och vanadin skulle vara lägre iN0.30-matrisen efter austenitisering vid 1100 °C än i N0.05-matrisen.

Eftersom den molybdenrika MóC-fasen bara löser kol och inget kväve lider den av den lägre kolhalten i N0.10 och N0.30, följaktligen minskar mängden av MÖC med mins- kande kolhalt. Det bör också noteras att all MÖC är löst vid de austenitiseringstempera- turer som användes.

Beräkningarna som utfördes inom anlöpningstemperaturområdet gjordes enbart för att uppskatta potentialen för sekundär utfällning i N0.05, NO. 10 och N0.30. De hittade jämvikterna kan i bästa fall visa vilka faser som skulle finnas närvarande i materialet efter en tillräckligt lång tid. Tidigare forskning har visas att det i praktiken sker en viss sj älvanlöpning i det vanliga varmarbetsstålet med låg kromhalt. Detta innebär att MgC (cementit) kommer att fällas ut efter austenitiseringsprocessen.

Resultatet från beräkningarna inom anlöpningstemperaturornrådet visas i fig. 5. De hel- dragna kurvorna representerar N0.05, de streckade kurvorna representerar N0.10 och de prickade kurvorna representerar N0.30. Sekundärhårdnande äger normalt rum mellan 500 och 650 °C och inom detta temperaturintervall är det inte någon stor skillnad mellan N0.05 och NO. 10 när det gäller mängden av M(C,N). N0.30 har däremot en hög och nästan konstant mängd av M(C,N), troligen på grund av de höga vanadin- och kvävehal- tema.

Den högre kolhalten i N0.05 genererar mera MgC-fas vid jämvikt med matrisen jämfört med N0. 10. I N0.30 finns det mycket mindre MQC.

Baserat på de föregående beräkningarna borde det vara möjligt att uppskatta potentialen för sekundär utfällning i dessa legeringar efter austenitisering vid en viss temperatur.

Denna potential beror på skillnaden i mängd av M(C,N)-fas och MgC-fas mellan den metastabila jämvikten vid anlöpningstemperaturen och ämvikten vid austenitiserings- temperaturen. I Tabell 3 presenteras dessa skillnader som potentialen för sekundär ut- fallning för de tre olika legeringama. Värdena anges i molprocent. 15 10 15 20 536 596 Tabell 3 Faser, molprocent Legering N0.05 M(C,N) MQC Totalt Anlöpning, 625 °C 2.1 2.8 Austenitisering, 1100 °C 1.1 0.0 Utfällningspotential 1 .O 2.8 3.8 Legering N0.10 Anlöpning, 625 °C 1.8 2.3 Austenitisering, 1100 °C 1.2 0.0 Utfallningspotential 0.6 2.3 2.9 Legering N0.30 Anlöpning, 625 °C 2.6 1.2 Austenitisering, 1100 °C 2.4 0.0 Utfallningspotential 0.2 1 .2 1 .4 Resultaten som visas i Tabell 3 indikerar att N0.05 skulle ha det bästa härdningssvaret på grund av den låga mängden av M(C,N)-fas som finns närvarande vid 1100 °C, dvs. en stor mängd av legeringselement kan lösas i den austenitiska matrisen. Detta indikerar också att N0.05 har den bästa potentialen för ett bra sekundärhårdnande under anlöp- ning vid 625 °C.

EXEMPEL 2 De två legeringama N0.05 och NO. 10 göts på konventionellt sätt i form av små göt om 50 kg. NO. 10 var det första försöket och det gjordes ingen homo geniseringsbehandling på detta göt innan smidningsprocessen. I det andra försöket, N0.05, använde man sig av en homo geniseringsbehandling vid 1300°C under 15 timmar före smidning. Den tredje legeringen N0.30 hade alltför hög kvävehalt för att framställas genom konventionell gjutning. Denna legering tillverkades därför med användning av pulvermetallurgi. Först framställdes stålpulvret och därefter nitrerades detta pulver i fast tillstånd med trycksatt Ng-gas. Pulvret varrnpressades därefter isostatiskt (HIP) vid 1150 °C med trycket 76 MPa.

Alla tre metallstyckena smiddes vid 1270 °C och därefter skars provstycken ut med di- mensionerna: 15x15x8 mm. Provstyckena värrnebehandlades först genom mjuk- glödgning vid 820 °C, där sekvensen för svalning efter glödgning är 10 °C per timme till 16 10 15 20 25 30 35 536 596 650 °C och därefter fri svalning i luft. Efter mjukglödgning austenitiserades N0.05 vid 1100 °C under 30 minuter. För att kompensera för den sämre potentialen för utfällning austenitiserades NO. 10 vid 1150 °C under 30 minuter och N0.30 austenitiserades vid 1200 °C under 30 minuter. Nio provstycken av var och en av de tre legeringama anlöp- tes vid följande temperaturer: 450, 525, 550, 575, 600, 625, 650, 675 och 700 °C. Upp- hettningstiden var två timmar och det var en dubbelanlöpning, dvs. den totala anlöp- ningstiden var fyra timmar. Efter värrnebehandling mättes hårdheten hos provstyckena.

Svepelektronmikroskopi (SEM) utfördes för att ytterligare undersöka morfo login, för- delningen och storleken hos de olösta partiklarna i provstyckena. SEM-instrumentet som användes var ett F EI Quanta 600 F.

Hårdhetsmätníngar Resultaten från hårdhetsmätningarna visas i fig. 6. Såsom det framgår hade alla tre lege- ringarna ett maximum för sekundärhårdnande inom temperaturintervallet 500 till 650 °C. A11 anlöpning utfördes under 2 + 2 timmar. N0.05 hade den högsta hårdheten (53HRC) i härdat skick, medan N0.10 och N0.30 hade något lägre hårdhet. Alla tre le- geringarna betraktas dock som härdbara. Hårdhetskurvan för N0.05 är väldigt lik den för det vanliga varmarbetsstålet med låg kromhalt, med ett maximum om cirka 54 HRC såsom visas i fig. 1.

Toppen för sekundärhårdnande hos N0.10 verkar vara något förskjuten mot en högre temperatur med maximivärde för hårdhet vid 600 °C. För både N0.05 och N0.30 låg maximivärdet för hårdhet vid 550 °C.

Svepelektronmíkroskopí De olösta M(C,N)-partiklarna i den på konventionellt sätt gjutna N0.05, legeringen med den lägsta kvävehalten, har en medelstorlek som är mindre än 1 um. Detta är jämförbart med ordinära olösta karbider i stål. En annan fas som lätt påträffas iN0.05 är bland- ningen av aluminiumoxid och mangansulfid, se fig. 7 som är en SEM-bild (med bakåt- spridning) som visar små olösta M(C,N)-utfallningar 2 och en sfärisk blandoxid- sulfidpartikel 1 iN0.05. Provstycket hade austenitiserats vid 1100 °C under 30 min och anlöpts vid 625 °C under 2 + 2 timmar.

Anledningen till de många icke-metalliska inneslutningarna i N0.05 (och NO. l 0) är att alla försöksgöt framställdes och göts i öppen atmosfär. 17 10 15 20 25 30 536 596 Den vanligaste storleken hos M(C,N)-partiklama i N0. 10 ligger mellan 5 och 10 um som ekvivalent diameter (ECD) efter austenitisering vid 1150 °C under 30 minuter och anlöpning vid 625 °C under 2 + 2 timmar. Större, primära karbider 3 (utfällda i smältan) påträffas frekvent vid förutvarande austenitkomgränser, se fig. 8, som är en SEM-bild med bakåtspridning som avslöjar olösta, primära M(C,N) vid förutvarande austenit- komgränser i legeringen N0. 10. Provstycket hade austenitiserats vid 1150 °C under 30 min och anlöpts vid 625 °C under 2 + 2 timmar.

Fig. 9 är en detaljerad SEM-mikrografi av primära M(C,N)-partiklar 4 iN0. 10. De upp- täcktes automatiskti SEM med användning av mjukvaran INCA Feature från Oxford Instruments. Deras skarpa kanter indikerade att de hade fällts ut ur smältan. De vita om- rådena i bilden är molybdenrika MöC-partiklar 5. Observera att provstycket i detta fall var mjukglödgad N0.10.

I den pulverrnetallurgiskt tillverkade N0.30 hade de olösta M(C,N)-partiklarna 6 en storleksfördelning (ECD) mellan 1 och 5 um, med den vanligaste storleken 2 um. Par- tiklama var således små även om kvävehalten var hög. Partiklama var homogent förde- lade i mikrostrukturen, se fig. 10. Såsom visas i fig. 11 påträffades dock några ansam- lingar 7 av M(C,N).

Den kemiska sammansättningen hos de olösta partiklama hos M(C,N)-fasen i alla tre legeringarna mättes med energidispersiv spektroskopi (EDS) och resultatet presenteras i Tabell 4, som visar den kemiska sammansättningen hos M(C,N)-partiklama i legering- ama N0.05, N0. 10 och N0.30. Värdena anges i atomprocent. Observera att även om noggrannheten hos EDS inte är så hög när det gäller lätta element som kol och kväve, så kan man se att återstoden av kol och kväve i M(C,N)-fasen är som kan förväntas baserat på de nominella sammansättningama. De :-värden som anges i tabellen är de som ges i INCA-mjukvaran (Oxford Instruments). En del av det registrerade j ämet kommer troli- gen från den omgivande matrisen, i synnerhet för legeringen N0.05.

Tabell 4 Legering C N V Fe Cr Mo N0.05 39.4: - 15.4: 42.1 : 1.18: - 0.34 0.14 0.29 0.08 N0.10 26.4 : 0.28 27.6 :0.42 32.4 :0.33 11.0 :0.17 1.3 :0.10 1.0 : 0.12 N0.30 12.1 : 0.24 41.9 :0.32 21.4 :0.2 21.5 :0.5 2.1 :0.09 0.38 : 0.1 18 536 596 INDUSTRIELL ANVÄNDBARHET Processen och varrnarbetsstälet med låg krornhalt enligt föreliggande uppfinning kan användas där det är önskvärt att fä varrnarbetsstäl som kan användas vid förhöjda tern- peraturer under en längre tidsperiod. 19

Claims (14)

10 15 20 25 30 35 536 596 PATENTKRAV:

1. Process för tillverkning av en detalj av varrnarbetsstål med låg kromhalt och som har förhöjd anlöpningsbeständighet, innefattande a) inblandning av kväve i en varmarbetsstålkomposition med låg kromhalt för att bilda ett stål med följ ande sammansättning ( i vikt-%): C 0.08-0.40 N 0.015-0.30 C + N0.30 - 0.50 Cr 1 - 4 M0 2.2 -3 V 0.8 - 1.3 Mn 0.5-2 Si 0.2-0.5 Ni <3 Co <4 resten Fe och oavsiktliga föroreningar. b) formning av en ståldetalj av stålkompositionen, c) austenitisering av ståldetalj en erhållen i steg step b) vid en temperatur om 1050 - 1200 °C under en tid i storleksordningen en halvtimme, följt av härdning, samt d) anlöpning av den härdade ståldetalj en under en tid av 2 timmar minst två gånger vid en temperatur mellan 500 och 700 °C.

2. Process enligt patentkrav 1, varvid kvävehalten är 0.05 till 0.10, företrä- desvis 0.05 vikt-%.

3. Process enligt patentkrav 1 eller 2, varvid stålkompositionen innehåller kol i en mängd om minst 0.20 vikt-%.

4. Process enligt något av patentkraven 1-3, varvid kromhalten 1-3 vikt-% och föredraget 1.5-1.7 vikt-%.

5. Process enligt något av patentkraven 1-4, dessutom innefattande att utföra austenitiseringen av ståldetalj en vid en temperatur om 1050 - 1150 °C, företrädesvis vid 1100 -1150 °C. 20 10 15 20 25 30 35 536 596

6. Process enligt något av patentkraven 1-5, dessutom innefattande att utföra anlöpningen av den härdade ståldetalj en vid en temperatur om 550 - 680 °C, företrä- desvis 600 - 650 °C och ännu mera föredraget vid 625 - 650 °C.

7. Process enligt något av patentkraven 1-6, dessutom innefattande att blanda in kvävet genom konventionella gjutningsförfaranden for att bilda en smälta, att gjuta smältan for att forma ett göt, samt att homogenisera götet genom värmebehand- ling.

8. Process enligt något av patentkraven 1-6, dessutom innefattande att blanda in kvävet genom att först framställa ett stålpulver med i huvudsak den önskade samman-sättningen, med undantag av kvävet, att därefter nitrera detta pulver i fast till- stånd med kvävgas, samt att därefter varrnpressa pulvret för att bilda ett metallstycke.

9. Process enligt patentkrav 7 eller 8, dessutom innefattande stegen att ho- mogenisera, smida och mjukglödga götet/metallstycket före austenitisering.

10. Process enligt patentkrav 1, varvid ståldetalj ens sammansättning efter in- blandningen av kvävet är (i vikt-%): C 0.20-0.40 N 0.015-0.10 C + N 0.30 - 0.50 Cr 1 - 3 Mo 2.2 -2.8 V 0.8 - 1.3 Mn 0.5-2 Si 0.2-0.5 Ni <3 Co <4 resten Fe och oavsiktliga föroreningar.

11. Process enligt patentkrav 1, varvid ståldetalj ens sammansättning efter in- blandningen av kvävet är (i vikt-%): C 0.20-0.40 21 10 15 20 25 30 N 0.05 - 0.10 C + N 0.36 - 0.44 Cr 1.5-1.7 M0 2.2-3 V 1.0 - 1.3 Mn 1-2 Si 0.2-0.4 Ni <3 Co <4 536 596 resten Fe och oavsiktliga föroreningar.

12. Varmarbetsstäl med låg kromhalt, bestående av (i vikt-%): C 0.20-0.40 N 0.015-0.30 C +N 0.30-0.50 Cr 1-3 Mo 2.2-3 V 0.8-1.3 Mn 0.5-2 Si 0.2-0.5 Ni <3 Co <4 resten Fe och oavsiktliga föroreningar.

13. Varmarbetsstål med låg kromhalt enligt patentkrav 12, varvid kvävehalten är 0.05 - 0.10 vikt-% och kolhalten är minst 0.20 vikt-%.

14. Varmarbetsstäl med låg kromhalt enligt patentkrav 12 eller 13, varvid kromhalten är 1.5-1.7 vikt-%. 22