WO2011054417A1

WO2011054417A1 - Austenitische stahlgusslegierungen und daraus gefertigtes stahlgussbauteil sowie verfahren zur herstellung desselben

Info

Publication number: WO2011054417A1
Application number: PCT/EP2010/005819
Authority: WO
Inventors: Siegfried Botsch; Timotheus Kaiser; Hermann Pfeifer; Hans-Joachim Porkert; Karl Weisskopf; Marc Olivier Borel
Original assignee: Daimler Ag; Wolfensberger Ag
Priority date: 2009-11-06
Filing date: 2010-09-23
Publication date: 2011-05-12
Also published as: DE102009024785B4; DE102009024785A1

Abstract

Die vorliegende Erfindung offenbart eine Stahlgusslegierung, die eine Basislegierung aus 0,2 bis 0,4 Gew.-% Kohlenstoff, 9 bis 15 Gew.-% Nickel, 20 bis 26 Gew.-% Chrom, 0,5 bis 2 Gew.-% Silizium, 0,5 bis 2 Gew.-% Wolfram, 0,05 bis 0,3 Gew.-% Stickstoff, 0,05 bis 2 Gew.-% Mangan und 0,1 bis 0,45 Gew.-% Niob enthält. Weitere Stahlgusslegierungen enthalten ferner zumindest ein Element aus der Gruppe, die von Cer, Yttrium und Zirkonium gebildet wird, in einem Anteil von 0,1 bis 0,4 Gew.-%, und einen Anteil an Eisen, der dem Differenzanteil zum Erhalt von 100 Gew.-% der Stahlgusslegierung entspricht. Ferner werden weitere Stahlgusslegierungen basierend auf der Basislegierung, sowie ein Stahlgussbauteil aus den Stahlgusslegierungen und ein Verfahren zur Herstellung von Stahlgussbauteilen aus den Stahlgusslegierungen offenbart.

Description

Daimler AG Dr. Zimmermann-Chopin

AUSTENITISCHE STAHLGUSSLEGIERUNGEN UND DARAUS GEFERTIGTES STAHLGUSSBAUTEIL SOWIE VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG DESSELBEN

Die Erfindung betrifft austenitische Stahlgusslegierungen, die sich durch einen reduzierten Nickelgehalt auszeichnen, und Stahlgussbauteile, die aus einer solchen Stahlgusslegierung hergestellt werden. Ferner betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung von Stahlgussbauteilen aus den erfindungsgemäßen Stahlgusslegierungen.

Bauteile aus Stahlgusslegierungen, die zum Einsatz beispielsweise in Verbrennungsmotoren bei hohen Temperaturen von mehr als 1000 °C vorgesehen sind, weisen bekanntermaßen hohe Nickel-Gehalte von über 30 Gew.-% auf, um bei diesen Temperaturen eine ausreichend hohe mechanische Belastbarkeit zu besitzen und nur geringes oder kein Kriechverhalten und gleichzeitige eine hohe Oxidationsbeständigkeit zu zeigen. Da Nickel teuer ist, wurden zur Kostensenkung im Stand der Technik Legierungen vorgeschlagen, die bei einem geringeren Nickelgehalt dennoch die erforderlichen Eigenschaften aufweisen sollen.

Dazu beschreibt die EP 1 352 983 A1 einen temperaturbeständigen Gussstahl, dessen hauptsächlich austenitisches Eisen-Nickel-Chrom-Gefüge 0,5 bis 3,0 Atomprozent Karbide des MC-Typs und 5 bis 10 Atomprozent Karbide des M₂₃ C₆-Typs aufweist. Neben Eisen weist die Legierungszusammensetzung 0,2 bis 1 Gew.-% (Gewichtsprozent) Kohlenstoff, 8 bis 45 Gew.-%t Nickel, 15 bis 30 Gew.-% Chrom, bis zu 10 Gew.-% Wolfram und 0,5 bis 3 Gew.-% Niob auf.

In der EP 1 741 799 A1 ist ein austenitischer temperaturbeständiger Gussstahl mit hohem Chrom- und Nickel-Gehalt zum Einsatz in einem Abgassystem eines Verbrennungsmotors offenbart, wobei der Gussstahl 0,2 bis 1 Gew.-% Kohlenstoff, bis zu 3 Gew.-%

Silizium, bis zu 2 Gew.-% Mangan, 15 bis 30 Gew.-% Chrom, 6 bis 30 Gew.-% Nickel, 0,5 bis 6 Gew.-% Wolfram und/oder Molybdän und 0,5 bis 5 Gew.-% Niob und Eisen bis zur Bilanz sowie 0,01 bis 0,5 Gew.-% Stickstoff, bis zu 0,23 Gew.-% Aluminium enthält. Ausgehend von diesem Stand der Technik ist es wünschenswert, eine verbesserte Stahlgusslegierung zum Hochtemperatureinsatz mit verringertem Nickelgehalt bereitzustellen, bei der über eine genaue Einstellung der Legierungsbestandteile ein austenitisches Gefüge mit ausgeprägtem Karbidnetzwerk entsteht. Die Stahlgusslegierung muss dabei Anforderungen bezüglich der mechanischen Belastbarkeit und Oxidationsbeständigkeit erfüllen, sowie unter Belastung ein reduziertes oder vorzugsweise kein Kriechverhalten aufweisen.

Eine weitere Aufgabe besteht darin, Stahlgussbauteile zu schaffen, die bei Hochtemperatureinsätzen trotz reduziertem Nickelgehalt die gewünschten Eigenschaften wie Oxidationsbeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit aufweisen.

Schließlich ist es wünschenswert, ein Verfahren zur Fertigung solcher Stahlgussbauteile bereitzustellen.

Die Aufgabe der Schaffung verbesserter Stahlgusslegierungen wird durch die Stahlgusslegierungen mit den Merkmalen der unabhängigen Ansprüche 1 , 5 und 7 gelöst.

Weitere bevorzugte Ausgestaltungen sind Gegenstand der Unteransprüche.

Ein Stahlgussbauteil mit verbesserten Eigenschaften wird durch das Stahlgussbauteil mit den Merkmalen des Anspruchs 9 bereitgestellt.

Die Aufgabe der Schaffung eines Fertigungsverfahrens für verbesserte Stahlgusslegierungen wird durch das Verfahren mit den Merkmalen des Anspruchs 11 gelöst.

Weiterbildungen der vorgenannten Gegenstände sind in den Unteransprüchen ausgeführt.

Eine erste Ausführungsform bezieht sich auf eine Stahlgusslegierung, die sich aus einer Basislegierung mit einer Zusammensetzung von 0,2 bis 0,4 Gew.-% Kohlenstoff, 9 bis 15 Gew.-% Nickel, 20 bis 26 Gew.-% Chrom, 0,5 bis 2 Gew.-% Silizium, 0,5 bis 2 Gew.-% Wolfram und 0,1 bis 0,3 Gew.-% Stickstoff und zudem 0,05 bis 2 Gew.-% Mangan und 0,1 bis 0,45 Gew.-% Niob zusammensetzt. Schließlich enthält die Stahlgusslegierung Eisen bis zum Ausgleich der 100 Gew.-%, bezogen auf das Gesamtgewicht der

Legierung, wobei es sich durch die Darstellungsverfahren sämtlicher vorgenannter Elemente ergeben kann, dass Verunreinigungsspuren weiterer Elemente enthalten sind.

Besonders bevorzugt wird der Ni-Gehalt auf 10-13 Gew.% eingestellt. Mit dem fein eingestellten Gewichtsverhältnis zwischen Nickel, Chrom und Stickstoff kann ein nahezu vollständiges austenitisches Gefüge erreicht werden.

Die Einstellung der Legierung auf ein austenitisches Gefüge ist für die bevorzugte Verwendung bei Komponenten in Verbrennungsmotoren mit

Temperaturwechselbelastungen von Raumtemperatur bis Temperaturen über ca. 1000°C besonders wichtig. Die erfindungsgemäß eng eingestellten Gehalte an Stickstoff und Nickel führen bei der Stahllegierung zu einem austenitischen fcc Gefüge. Chrom wirkt diesem entgegen und stabilisiert bcc Ferrit. Auch unter etwa 9% Ni steigt die Gefahr zur Ferritbildung stark an. Die Bildung von Ferrit zieht aufgrund der thermischen

Wechselbelastung des Bauteils die Gefahr von Phasenumwandlungen nach sich, welche mit der Entstehung von starken inneren Spannungen im Gefüge verbunden ist.

Mehrfache Umwandlungen dieser Phasen ineinander mit unterschiedlichen

Gitterstrukturen und Volumina führen zu Werkstoffschädigungen. Je niedriger die

Umwandlungstemperatur des Phasenwechsels eingestellt wird, beziehungsweise je stabiler die Austenitphase eingestellt wird, desto niedriger ist die Wahrscheinlichkeit, dass Phasenumwandlungen tatsächlich stattfinden, weil die benötigten Aktivierungsenergien bei niedrigen Temperaturen nicht vorhanden sind. Oberhalb ca. 10% Ni wird die

Temperatur zur Entstehung von Ferrit im Gefüge bereits unter 650°C gesenkt.

Der Ni-Gehalt soll dabei insbesondere aus Kostengründen so niedrig wie erforderlich gehalten werden. Die Obergrenze liegt daher bevorzugt bei ca. 12-13 Gew.%.

Die Anteile von Kohlenstoff, Wolfram, Chrom und Niob fördern die Ausbildung des Karbidnetzwerks, das bei hohen Temperaturen vorteilhaft festigkeitssteigernd wirkt. Die Wolframatome bauen sich dabei ähnlich wie die Nickelatome in das austenitische Gefüge ein und können das Kriechen verhindern, durch das nachteilig Sigma-Phasen entstehen können. Durch diese Kombination der Legierungselemente entsteht auch keine Sigma- Phase, die den Werkstoff zur Versprödung neigen lassen würde

Silizium unterstützt generell die Beständigkeit gegen Hochtemperaturoxidation, während schon geringe Zugaben an Mangan besonders vorteilhaft das Fließverhalten der flüssigen Legierungsschmelze verbessert und bei der Erstarrung zusätzlich noch das

Austenitgefüge stabilisiert. Die Verringerung des Niobgehalts wirkt sich positiv auf die Gesamtkosten aus, wobei gleichzeitig die Oxidationsbeständigkeit bei nur geringer Veränderung der Kriechbeständigkeit und -festigkeit verbessert wird. Es hat sich gezeigt, dass bei ein großer Anteil des äußerst harten Niobcarbids im Gefüge die Bearbeitung des Gussbauteils erschwert. Daher wird den Nb-Gehalt auf 0,45 Gew. % beschränkt.

Besonders bevorzugt liegt der Nb-Gehalt bei 0,2 bis 0,45 Gew.%.

In bevorzugter Ausführung wird der Mn-Gehalt auf unterhalb 0,5 oder gar 0,2% reduziert.

Eine solche Stahlgusslegierung weist ein Austenitgefüge mit einem Karbidanteil von 10 bis 30 % auf, das vorteilhaft keine oder nur sehr geringe Anteile von Sigma-Phasen oder Ferritgefüge aufweist. Dies ist insbesondere deshalb vorteilhaft, da die Sigma-Phasen, die aus etwa 48 ± 10 % Chrom und 52 ± 10 % Eisen bestehen, zum Einen als intermetallische Phase sehr spröde sind und zum Anderen der Umgebung Chrom entziehen, was zur Folge hat, dass in der Umgebung der Sigma-Phasen eine Chromverarmung stattfindet, die die Beständigkeit gegenüber Oxidation und Korrosion stark vermindert.

In weiteren Ausführungsformen kann die Stahlgusslegierung neben der oben genannten Basislegierung zusätzlich mindestens eines der Elemente Cer, Yttrium und Zirkonium und die Elemente Vanadium oder Aluminium oder beide enthalten. Die Legierung weist dabei zumindest ein Element aus der Gruppe umfassend Cer, Yttrium und Zirkonium in einem Anteil von 0,1 bis 0,4 Gew.-% auf. Dazu kann die Stahlgusslegierung Vanadium,

Aluminium oder beides jeweils allein oder kombiniert mit einem Anteil von 0,1 bis 0,8 Gew.-% enthalten. Vanadium sorgt als starker Karbidbildner für eine erhöhte Kriechfestigkeit, während sich Aluminium positiv auf das Hochtemperatur-Oxidationsverhalten auswirkt.

In einer weiteren Ausführungsform, die sich besonders durch einen günstigen

Rohstoffeinsatz auszeichnet werden weder Cer noch Yttrium, Zirkonium, dafür nur noch Vanadium und/oder Aluminium zugegeben. Hierbei hat sich auch ein Mn-Gehalt unterhalb 0,2% als günstig erwiesen.

Da sich die erfindungsgemäße Stahlgusslegierung bei hohen Temperaturen über 1000 °C als mechanisch sehr beanspruchbar und oxidationsbeständig erwiesen hat und nahezu kein Kriechverhalten zeigt, ist die Stahlgusslegierung mit dem austenitischen und dendritischen Gefüge, das durch das Karbidnetzwerk verstärkt wird, zur Herstellung eines Stahlgussbauteils geeignet, das beispielsweise als Komponente eines Verbrennungsmotors im Hochtemperaturbereich über 1.000 °C zum Einsatz kommt.

Die Legierung ist insbesondere für Schwerkraftguss und Niederdruckguss geeignet. Schließlich bezieht sich eine Ausführungsform der Erfindung auf ein Niederdruckgussverfahren zur Herstellung von Stahlgussbauteilen aus den erfindungsgemäßen Stahlgusslegierungen.

Die geschilderten und weitere Vorteile ergeben sich aus der folgenden detaillierten Beschreibung, in der beispielhaft einige Ausführungsformen unter Bezug auf die beigefügten Zeichnungen dargestellt sind.

Der Bezug auf die Figuren in der Beschreibung dient der Unterstützung der Beschreibung. Gegenstände oder Teile von Gegenständen, die im Wesentlichen gleich oder ähnlich sind, können mit denselben Bezugszeichen versehen sein. Die Figuren sind lediglich eine schematische Darstellung einer Ausführungsform der Erfindung.

Dabei zeigen:

Fig. 1 eine Abbildung des austenitischen, dendritischen und durch ein Karbidnetzwerk verstärkten Gefüges einer erfindungsgemäßen Stahlgusslegierung in einem ersten Vergrößerungsmaßstab,

Fig. 2 die Abbildung aus Fig. 1 in einem zweiten Vergrößerungsmaßstab,

Fig. 3 eine Abbildung des Gefüges einer erfindungsgemäßen Stahlgusslegierung mit den verschiedenen Phasen,

Fig. 4 eine Abbildung des Gefüges einer erfindungsgemäßen Erfindung im Gusszustand,

Fig. 5 eine Abbildung des Gefüges der erfindungsgemäßen Legierung aus Fig. 4 nach 100 Stunden bei 700 °C,

Fig. 6 eine Abbildung des Gefüges der erfindungsgemäßen Legierung aus Fig. 4 und

5 nach 200 Stunden bei 1.050 °C,

Fig. 7 ein Diagramm der Gewichtsanteile der verschiedenen Elemente einer erfindungsgemäßen Legierung an verschiedenen Stellen in einem Gefüge gemäß Fig. 9,

Fig. 8 eine REM/EDX Abbildung des Gefüges in einem ersten Maßstab, und

Fig. 9 eine der Abbildung aus Fig. 8 analoge Abbildung in einem zweiten Maßstab.

Fig. 10 Schliffbild mit einem Karbid-Gehalte von ca. 20 bis 25% Die erfindungsgemäße Stahlgusslegierung bezieht sich auf einen gießbaren, temperaturbeständigen, hochfesten und kriechfesten Werkstoff mit reduziertem Nickelgehalt, der für die Anwendung in einem Motor-Bauteil bei Temperaturen von über 1.000 °C geeignet ist. Dazu weist die Stahlgusslegierung eine Basislegierung der Zusammensetzung von 0,2 bis 0,4 Gew.-% Kohlenstoff (C), 9 bis 15 Gew.-% Nickel (Ni), 20 bis 26 Gew.-% Chrom (Cr), 0,5 bis 2 Gew.-% Silizium (Si), 0,5 bis 2 Gew.-% Wolfram (W) und 0,1 bis 0,3 Gew.- % Stickstoff (N), 0,05 bis 2 Gew.-% Mangan (Mn) und 0,1 bis 0,45 Gew.-% Niob (Nb) auf.

Durch den weiteren Einsatz von Cer (Ce), Yttrium (Y) oder Zirkon (Zr) oder verschiedene Kombinationen der drei Elemente mit einem Anteil von jeweils 0,1 bis 0,4 Gew.-% - stets bezogen auf das Gesamtgewicht der Legierung - und durch den Zusatz von Eisen (Fe), um den bis zu 100 Gew. % fehlenden Anteil aufzufüllen, kann durch die genaue Abstimmung der Legierungskomponenten ein nahezu vollständiges Austenitgefüge erhalten werden, das 10 bis 30 % Karbidanteile umfasst, wobei vor allem Niob-, Wolfram- und Chrom-Karbide gebildet werden. Das Austenitgefüge weist quasi keine Sigma-Phasen und keine Ferritgefügebereiche auf. Das Hinzufügen von Ce, Y oder Zr oder verschiedene Kombinationen der drei mit einem jeweiligen Anteil von 0,1 bis 0,4 Gew.-% verbessert in erster Linie die Oxidationsbeständigkeit, Zirkonium wirkt allerdings auch als Karbidbildner und trägt somit zur Erhöhung der Kriechfestigkeit bei. In einer vorteilhaften Ausführungsform kann der Anteil von Ce, Y und/oder Zr bevorzugt zwischen 0,15 und 0,3 Gew.- % liegen.

Fig. 1 und 2 stellen das Gefüge einer solchen Stahlgusslegierung dar, aus der das auste- nitische, dendritische und durch das Karbidnetzwerk verstärkte Gefüge ersichtlich wird. Der Karbidtanteil liegt dabei bei diesen metallographischen Schliffen zwischen 10 und 15 %, das Karbidnetzwerk ist in Fig. 1 und 2 als die dunklen Bereiche erkennbar. Aus dem in den Fig. 1 und 2 abgebildeten Maßstab kann eine Korngröße des Austenits von ungefähr 50 pm entnommen werden.

Durch eine weitere Anpassung des Niob und Chrom-Gehaltes kann eine Erhöhung des Karbid-Gehaltes auf 20 bis 25% realisiert werden. (Fig. 10) Eine Dendritengröße von ca. 50pm in x-Richtung und ca. 100pm in y-Richtung kann gemessen werden. |Mit dem vol- laustenitischen Gefüge ist die Voraussetzung für gute n geforderten Werkstoffeigenschaf- ten im Hochtemperaturbereich erfüllt. Vorteilhaft sind in dem Gefüge einer erfindungsgemäßen Stahlgusslegierung keine Sigma-Phasen und kein Ferrit vorhanden, da sich diese nachteilig auswirken würden, da Ferrit einen sehr hohen Diffusionskoeffizienten im Vergleich zum Austenit besitzt und daher im Hochtemperaturbereich nicht kriechbeständig ist. Die Sigma-Phasen besitzen als intermetallische Phase aus Chrom und Eisen eine hohe Härte und sind sehr spröde und bilden sich bevorzugt aus Deltaferrit. Neben der ver- sprödenden Wirkung ist auch die oben genannte Chromverarmung in der Umgebung zu der Sigma-Phase als Nachteil zu nennen.

Die erfindungsgemäße Stahlgusslegierung weist weder direkt nach dem Guss, wie Fig. 4 zeigt, noch nach Auslagerungen bei einer 100-stündigen Beaufschlagung mit 700 °C

(Fig. 5) oder 200-stündigen Beaufschlagung mit 1.050 °C (Fig. 6) die nachteiligen Sigma- Phasen auf, während immer noch 5 bis 10 % Karbide im Phasengefüge vorhanden sind. Die Karbide haben sich nicht aufgelöst und sind somit stabil.

Aus dem in Fig. 3 dargestellten Gefügebild kann für die drei markierten unterschiedlichen Phasen die Mikrohärte verglichen werden, die durch eine Härtemessung mit einer Prüfkraft von 490,4 mN und einer Haltezeit von 15 Sekunden ermittelt wurde. Für die Auste- nit-Phase A wurde eine Mikrohärte von 178 HV, für eine Karbid-Phase B von 160 HV und für eine weitere Karbid-Phase C von 211 HV ermittelt. Die Makrohärte des Gesamtgefüges ergab sich bei einer Prüfkraft von 294,3 N und einer Haltezeit von 15 Sekunden mit einem Kugeldurchmesser von 1 mm zu 161 ,3 HB.

Aus den Untersuchungen mit dem Rasterelektronenmikroskop, mit dem die Abbildungen der Fig. 8 und 9 erstellt wurden, und der energiedispersiven Röntgenspektroskopie (EDX), mittels derer eine Verteilung der Gewichtsanteile der Elemente (siehe Fig. 7) im Gefüge entsprechend der auf der Abbildung aus Fig. 9 angezeigten Stellen ermittelt wurde, wird ersichtlich, dass neben dem Basiselement Eisen auch Chrom und Niob weitere Gewichtsprozentspitzen in der EDX-Analyse bilden.

Die Gefügestellen 1 , 2, 3, für die die Verteilung der Elemente ermittelt wurde, sind in Fig. 9 dargestellt. In Fig. 7 ist für den Gewichtsanteil eines jeweiligen Elements ein Übersichtswert jeweils links angeordnet. Die Gewichtsanteile der Elemente, die an der Gefügesteile 1 ermittelt wurden, sind in zweiter Position mit den gepunkteten Balken angezeigt. Die hauptsächliche Zusammensetzung der Gefügesteile 1 besteht aus Fe-Cr-Ni und bildet damit das austenitische Grundgefüge. Die Gewichtsanteile der Gefügestelle 2 mit den mittigen, quer gestreiften Balken zeigen einen maximalen Cr-Anteil, mittleren Fe- Anteil und eine W-Spitze. In den Rasterelektronenmikroskopbildern von Fig. 8 und 9 erscheinen die leichten Elemente wie Chrom an der in Fig. 9 markierten Gefügesteile 2 dunkel. Die Gefügesteile 3 aus Fig. 9 wurde zweimal mit der EDX-Analyse untersucht die Ergebnisse der Gewichtsanteile für die Elemente sind mit den jeweils beiden rechts angeordneten Balken (Stelle 3(1) und Stelle 3(2)) in Fig. 7 aufgezeigt. Daraus wird die helle Gefügesteile 3 aus Fig. 9 in ein Niob-Maximum ersichtlich.

In den Rasterelektronenmikroskopbildern von Fig. 8 und 9 erscheinen damit die schweren Elemente wie beispielsweise Niob hell und die leichten Elemente wie Chrom dunkel. In Fig. 8 und 9 sind hauptsächlich zwei Ausscheidungstypen vorhanden. Die hellen Stellen kennzeichnen die Niobkarbide, während die dunklen Stellen die Chromkarbide darstellen. Zurückkommend auf Fig. 4 bis 6, bei denen der Gesamtvolumenanteil aller Karbide 10 bis 20 % beträgt, überwiegt dort durch den höheren Chromgehalt der Anteil der Chromkarbide gegenüber den Niobkarbiden.

Aus Fig. 7 geht weiter hervor, dass der Wolframanteil auch eine wichtige Rolle spielt, da Wolfram neben der maximalen Ansammlung in der Chromausscheidung von Stelle 2 sowohl in der Niobausscheidungsstelle 3 als auch in der austenitischen Grundmatrix (Stelle 1) zu finden ist. Wolframatome werden daher analog zu Nickelatomen in die Grundmatrix eingebaut und verzerren deren Gitter auf Grund ihrer Größe. Gerade in dieser Mischkristallhärtung kann eine Ursache für die gesteigerten mechanischen Eigenschaften gesehen werden. Zudem trägt Wolfram als Karbidbildner zur Ausscheidungshärtung bei. Die speziell und genau festgelegte Zusammensetzung der erfindungsgemäßen Stahlgusslegierung gewährleistet damit die vollaustenitische Matrix mit einem hohen Anteil an Karbidnetzwerk, wodurch auch im Hochtemperaturbereich eine gute mechanische Belastbarkeit, und eine hohe Kriech- und Oxidationsbeständigkeit erreicht werden kann.

Aus Fig. 8 und 9 kann zudem noch entnommen werden, dass die hellen Niob- und Wolfram-Karbide eine eher lamellenförmige Struktur mit einer Länge von durchschnittlich 10 μηι aufweisen bei einem geringen Anteil von Kugelstrukturen mit einem Durchmesser von durchschnittlich 1 ,1 μητι. Ein größerer Anteil der Chromkarbide besitzt eine Mischstruktur aus lamellenförmig und kugelig, wobei hier eine durchschnittliche Länge der Chromkarbidlamellen im Bereich von 6,8 bis 13,2 m liegt, während die Kugeln einen durchschnittlichen Durchmesser von 2,1 bis 10,5 pm aufweisen.

Eine weitere erfindungsgemäße Stahlgusslegierung bezieht sich auf eine Basislegierung der oben genannten Zusammensetzung, die Ce, Y oder Zr oder verschiedene Kombinationen der drei mit einem Anteil von 0,1 bis 0,4 Gew.-%, und zusätzlich AI (Aluminium) und/oder Vanadium (V) mit 0,1 bis 0,8 Gew.-% umfasst, und Fe als Rest bis zum Ausgleich der 100 Gew.-% enthält. V verbessert die Karbidbildung und damit die Kriechfestigkeit, während AI das Hochtemperatur-Oxidationsverhalten verbessert. Insbesondere können die Anteile für Ce, Y und/oder Zr bei 0,15 bis 0,3 Gew.-% liegen, während AI und/oder V bevorzugt mit einem Anteil von 0,3 bis 0,6 Gew.-% enthalten sind.

Eine erfindungsgemäße Stahlgusslegierung kann als Zusatz lediglich AI und/oder V in den genannten Anteilen ohne Ce, Y und Zr enthalten.

Die beschriebenen Gewichtsanteile gelten dabei jeweils für die einzelnen Elemente oder für eine Kombination daraus. So kann eine der erfindungsgemäßen Stahlgusslegierungen basierend auf der Basislegierung entweder Ce, Y oder Zr mit 0,1 bis 0,4 Gew.-%, bzw. bevorzugt 0,15 bis 0,3 Gew.-% enthalten; eine andere erfindungsgemäße Stahlgusslegierung hingegen kann eine Kombination aus Ce, Y und Zr mit 0,1 bis 0,4 Gew.-%, bzw. bevorzugt 0,15 bis 0,3 Gew.-% enthalten. Entsprechendes gilt für die alternative oder zusätzliche Ausführung der Stahlgusslegierung mit AI oder V. Es kann erfindungsgemäß nur AI oder V mit einem Anteil von 0,1 bis 0,8 Gew.-%, bzw. bevorzugt 0,3 bis 0,6 Gew.- % enthalten sein, es kann aber auch eine Kombination von AI und V mit einem Anteil von 0,1 bis 0,8 Gew.-%, bzw. bevorzugt 0,3 bis 0,6 Gew.-% enthalten sein.

Aus den erfindungsgemäßen Stahlgusslegierungen können Stahlgussbauteile zum Einsatz bei einer Temperatur von mehr als 1.000 °C, auch als Komponenten eines Verbrennungsmotors gefertigt werden.

Ein bevorzugtes Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlgussbauteils ist das Niederdruckverfahren: Nachdem eine Schmelze aus der Stahlgusslegierung hergestellt wurde, wird diese über ein Steigrohr in eine Gießform eingebracht, wobei ein Gasüberdruck von etwa 0,1 bis 0,9 bar, insbesondere 0,2 bis 0,5 bar von unten entgegen der Schwerkraft der Schmelze aufgebracht wird. Die Gießform wird aufgefüllt, so dass die Schmelze erstarren gelassen werden kann. Nach dem Füllen der Gießform, kann die Schmelze erstarren.

Claims

Daimler AG Dr. Zimmermann-Chopin Patentansprüche

1. Stahlgusslegierung aus

0,2 bis 0,4 Gew.-% Kohlenstoff,

9-15 Gew.-% Nickel,

20 bis 26 Gew.-% Chrom,

0,5 bis 2 Gew.-% Silizium,

0,5 bis 2 Gew.-% Wolfram,

0, 1 bis 0,3 Gew.-% Stickstoff,

0,05 bis 2 Gew.-% Mangan und

0, 1 bis 0,45 Gew.-% Niob sowie

unvermeidliche Spuren und einem Anteil an Eisen, der einem Differenzanteil zum Erhalt von 100 Gew.-% der Stahlgusslegierung entspricht.

2. Stahlgusslegierung nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil des Ni 10 bis 13 Gew.-% beträgt.

3. Stahlgusslegierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Stahlgusslegierung ein Austenitgefüge mit einem Karbidanteil von 10 bis 30% und aufweist.

4. Stahlgusslegierung nach zumindest einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die mittlere Korngröße der Legierung in einem Bereich von 50 bis 100 μιτι liegt.

5. Stahlgusslegierung aus

0,2 bis 0,4 Gew.-% Kohlenstoff,

9 bis 15 Gew.-% Nickel,

20 bis 26 Gew.-% Chrom,

0,5 bis 2 Gew.-% Silizium, 0,5 bis 2 Gew.-% Wolfram,

0,05 bis 0,3 Gew.-% Stickstoff,

0,05 bis 2 Gew.-% Mangan und

0,1 bis 0,45 Gew.-% Niob und

zumindest ein Element aus der Gruppe umfassend Cer, Yttrium und Zirkonium in einem Anteil von 0,1 bis 0,4 Gew.-% und

zumindest ein Element aus der Gruppe umfassend Vanadium und Aluminium in einem Anteil von 0,1 bis 0,8 Gew.-%, sowie

unvermeidlichen Spuren und einem Anteil an Eisen, der einem Differenzanteil zum Erhalt von 100 Gew.-% der Stahlgusslegierung entspricht.

6. Stahlgusslegierung nach Anspruch 5, wobei der Anteil des zumindest einen Elements aus der Gruppe umfassend Cer, Yttrium und Zirkonium 0,15 bis 0,3 Gew.-% beträgt und/oder wobei der Anteil des zumindest einen Elements aus der Gruppe umfassend Vanadium und Aluminium 0,3 bis 0,6 Gew.-% beträgt.

7. Stahlgusslegierung aus

0,2 bis 0,4 Gew.-% Kohlenstoff,

9 bis 15 Gew.-% Nickel,

20 bis 26 Gew.-% Chrom,

0,5 bis 2 Gew.-% Silizium,

0,5 bis 2 Gew.-% Wolfram,

0,05 bis 0,3 Gew.-% Stickstoff,

0,05 bis 2 Gew.-% Mangan und

0,1 bis 0,45 Gew.-% Niob,

und zumindest ein Element aus der Gruppe umfassend Vanadium und Aluminium mit einem Anteil von 0,1 bis 0,8 Gew.-% sowie unvermeidliche Spuren, und einem Anteil an Eisen, der dem Differenzanteil zum Erhalt von 100 Gew.-% der

Stahlgusslegierung entspricht.

8. Stahlgusslegierung nach Anspruch 7, wobei der Anteil des zumindest einen Elements aus der Gruppe umfassend Vanadium und Aluminium 0,3 bis 0,6 Gew.-% beträgt.

9. Stahlgussbauteil zum Einsatz bei einer Temperatur von mehr als 1000 °C als Komponente eines Verbrennungsmotors, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlgussbauteil aus einer Stahlgusslegierung mit einem austenitischen Gefüge nach zumindest einem der Ansprüche 1 bis 8 gefertigt ist.

10. Stahlgussbauteil nach Anspruch 9,

dadurch gekennzeichnet, dass

es ein Turboladergehäuse für Verbrennungsmotoren bildet.

11. Verfahren zur Herstellung eines Stahlgussbauteils nach Anspruch 9 oder 10,

umfassend die Schritte:

- Herstellen einer Schmelze der Stahlgusslegierung und

- Einbringen der Schmelze über ein Steigrohr in eine Gießform, wobei ein Gasüberdrucks von 0,1 bis 0,9 bar von unten entgegen der Schwerkraft der Schmelze eingebracht wird,

- Auffüllen der Gießform und

- Erstarren Lassen der Schmelze.