DE1806224A1

DE1806224A1 - Aushaertender austenitischer Stahl

Info

Publication number: DE1806224A1
Application number: DE19681806224
Authority: DE
Inventors: Hede Nils Erik Allan; Hellner Lars Ivar
Original assignee: Bofors AB
Current assignee: Saab Bofors AB
Priority date: 1967-11-27
Filing date: 1968-10-31
Publication date: 1969-08-14
Also published as: FR1592984A; NO123624B; SE324904B; BE724261A; DE1806224B2; NL6816576A; CH520776A; GB1244182A; SE324904C

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen aushärtenden austenitischen Stahl, der eine '*2O Vickers-Einheiten übersteigende Rauuitemperaturhärte, gute Warmfestigkeit, gute Verschleißfestigkeit sowie gute Zähigkeit sowohl bei Raumtemperatur als auch bei erhöhter Temperatur aufweist.

Der Stahltyp nach der Erfindung ist besonders zur Anwendung als Warmarbeitsstahl geeignet.

Es wurde durch Untersuchungen festgestellt, daß ein Warmarbeitsstahl eine ca. 400 Vickers—Einheiten übersteigende Raumtemperatur haben soll, damit eine allgemeine Deformation des Werkzeuges bei dessen Anwendung verhindert wird. Die bisher angewandten

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ORIGINAL INSPECTED

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Warmarbeitsstähle gehören zu einem martensitischen Typ, und durch Härten und Anlassen hat man hier eine ausreichend hohe Rauinteiüperaturliarte erzielen können. Die Härte zeigte jedoch bei diesem Stahltyp ein verhältnis— miiilig schnelles Absinken bei ungefähr bOO C übersteigenden Temperaturen, und für viele Zwecke, z.U. Strangpressen von Kupfer, ist dieser Temperaturbereich sehr wichtig, und die Warmhärte bei den infrage stehenden martensitischen Stählen ist daher unzureichend mit schlechter Verschleißfestigkeit als Folgeerscheinung.

Man hat daher vorgeschlagen, in diesem Zusammen— ™

hanj; austenitische Stahl typen zu verwenden, da man bei derartigen austenitischen Stahltypen in der Regel bei Temperaturen über 650 C eine Härte erhält, die höher als die Härte ist, die vorstehend genannte inartensitisehe (ferritische) Stahltypen aufweisen.

Derartige austenitische Stahltypen haben jedoch bei niedrigerer Temperatur als 6OO°C eine Härte, die bei Verwendung in Warmarbeitswerkzeugen nicht zufriedenstellend ist. i

Diese nicht zufriedenstellende Härte bei niedrigerer Temperatur bei den austenitischen Stählen kann jedoch wesentlich durch Kaltbearbeitung erhöht werden.

Eine solche Kaltbearbeitung bringt jedoch bedeutende Nachteile mit sich, und zwar insofern, als das Warmarbeit β werkzeug aus eines harten Werkstoff hergestellt werden muß, was natürlich einen Nachteil bedeutet.

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Die austeiiitischen Stähle weisen in der Hegel eine sehr gute Zähigkeit bei Raumtemperatur auf, aber mit steigender Temperatur verringert sich diese Zähigkeit und normalerweise tritt ein Zähigkeits— minimum bei ungefähr 600 - 700°C auf. Da dieser Temperaturbereich für viele Warmarbeitsstahie sehr bedeutungsvoll ist, stellt das genannte Zähigkeitsminimum einen nachteiligen Faktor dar.

Durch die vorliegende Erfindung hat es sich als möglich erwiesen, einen Stahl herzustellen, bei dem sämtliche vorstehend genannten Nachteile beseitigt sind. Der erfindungsgemäße Stahl ist aushärtend und daraus ergibt sich, daß man das Werkzeug aus einem Werkstoff herstellen kann, der nur lösungsgeglüht worden ist und deshalb eine verhältnismäßig niedrige Härte aufweist, was natürlich die Herstellung des Werkzeuges erleichtert. Der Stahl nach der Erfindung hat ferner eine 400 Vickers—Einheiten übersteigende Raumtemperaturhärteι gute Warmhärte, gute Verschleißfestigkeit und Abriebbeetandigkeit sowie gute Zähigkeit sowohl bei Raumtemperatur als auch bei erhöhter Temperatur.

Der aushärtende austenitische Stahl nach der vorliegenden Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, daß er folgende Bestandteile enthält:

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Kohlenstoff 0,35 - 0,80 fa Mangan h - 15 '»

Chrom 2 - 12 ^

Nickel 2 - 15 ^l;a

Vanadin O,b - 1,0 >

Molybdän bis zu 3,0 ^c/o

Wolfram bis zu 5>0 ¹JO

Rest Eisen neben den für den Stahltyp üblichen Verunreinigungen. Die Mangan- und Nickelgehalte sind so zu wählen, daß man mit Sicherheit eine stabile Austenitstruktur beim Stahl erhält, und die Molybdän- und Wolframgehalte so, daß 2x (der Molybdängehalt) + Wolframgehalt 2 % übersteigen.

Der Stahl kann zweckmäßig bis zu 0,6 fo Niob und bis zu 0,02 % Bor enthalten.

Ein geeigneter Analysenintervall ist folgender;

Kohlenstoff 0,40 - Ο,όΟ %

Kieselsäure, max. 0,5 %

Mangan 8 — 12 %

Chrom 3 — 6 fa

Nickel 6 - 9 %

Vanadin 1,0 - 1,5 ^c}o

Molybdän 0,8 - 1,8 "je

Wolfram 1,2 - 2,5 %

Niob 0 0,3 %

Bor 0 - 0,02 #.

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Wie vorstehend hervorgehoben wurde, wird die stabile Austenitstruktur durch Zusätze von Mangan und Micke! sichergestellt. Alterungsversuclie fiei 700 C und 2,5 h sind mit einer aus ungefähr 0_th fo Kieselsäure, 4,5 % Chrom, 1,0 fo Vanadin, 1,5 fo Molybdän, 1,5 fo Wolfram sowie mit den Kohlenstoffgehalten 0,3 und 0,8 % und variierender Menge Mangan und Nickel bestehenden Eisenlegierung durchgeführt worden. Bei dem 0,8 fö Kohlenstoff enthaltenden Stahl typ zeigte sich, diaß dieser sowohl ohne Zusatz von Mangan und Nickel als auch mit Zusatz von 2 bzw. h ^c/a Mangan stark magnetische Eigenschaften aufwies. Eine entsprechende Legierung, jedoch mit k fo Mangan und 1 fo Nickel oder 4 fo Mangan und 2 % Nickel hat noch immer schwach magnetische Eigenschaften, während Zusätze von 6 % Mangan und 2 fo Nickel, 6 fo Mangan und 4 fo Nickel, 8 fo Mangan und 4 ^C,O Nickel sowie 10 fo Mangan und 6 ^c/o Nickel sämtlich amagnetische Stähle ergaben. Eine 0,8 % Kohlenstoff, 3,9 % Mangan und 2,3 % Nickel enthaltende Legierung ergab beim Röntgen einen Ferritgehalt (Martensitgehalt) von etwa 10 fo.

Bei 0,3 % Kohlenstoff enthaltenden Stahllegierungen zeigte es sich, daß sie mit einem Gehalt von k & Mangan und 0,5 % Nickel, 4 fo Mangan und 2 $» Nickel, 6 fo Mangan und 2 fo Nickel sämtlich stark magnetisch waren. Die entsprechende Legierung mit 8 fo Mangan und 2 fo Nickel war magnetisch und die mit 8 fo Mangan und k fo Nickel schwach magnetisch, während ein Zusatz von 10 fo Mangan

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und b ^Nickel einen amagnetischen Stahl ergab. Eine 0,3 ^p/o Kohlenstoff, 7,3 # Mangan und k_t7 % Nickel enthaltende Stahl legierung ergab gemäß ilöntgenbild einen Ferritgehalt (Martensitgehalt) von ca. 10 #.

Aus vorstehenden Versuchen geht hervor, daß, bei Stahltypen nach der Erfindung hei 0,8 ^cp Kohlenstoff, Gehalte unter h ',» Mangan und 2 % Nickel und bei 0,3 ^ck Kohlenstoff unter 7 # Mangan und unter 5 /'« Nickel keine stabile Austenitstruktur ergeben.

Das für die Härte entscheidende Aushärten wird im wesentlichen Grad von Vanadinzusatz bewirkt und hierbei dürfte die Ausscheidung von Vanadinkarbiden große Bedeutung haben. Diese Vanadinkarbide, und dabei insbesondere die, die nicht beim Lösungsglühen aufgelöst werden, wirken auch besonders vorteilhaft auf die Verschleißfestigkeit der Legierung ein. Untersuchungen haben gezeigt, daß der Vanadingehalt wenigstens 0,6 Jo betragen, 1,6 ^c/o aber nicht übersteigen soll, da dieses eine Reduktion der Verformbarkeit bei hoher Temperatur mit sich bringt. I

Der Zusatz von Chroa ist günstig für das Aushärten und hat außerdem eine günstige Wirkung auf die Oxydationsbeständigkeit.

Auch Molybdän und Wolfram haben eine günstige Wirkung auf das Aushärten und verbessern ferner offensichtlich die Verschleißfestigkeit der Legierung,

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Es hat sich daher als notwendig erwiesen, Molybdän und Wolfram in vorstehend angegebenen Mengen in die Legierung einzubringen.

Der Zusatz von Niob hat eine sehr günstige Wirkung auf die Körnung und wahrscheinlich auch auf das Zähigkeitsmininiuni bei 500 - 700°C. Allzu hohe Niobgehalte ergaben aber, daß sie das Ausharten herabsetzen und Gehalte über 0,6 ^c/o sollten nicht vorkommen. Ein Niob— gehalt von 0,2 % scheint der günstigste bei dem Stahl nach der vorliegenden Erfindung zu sein.

Was nun abschließend Bor betrifft, so wirkt der Zusatz dieses Legierungsstoffes dem Entstehen des Zähigkeitsiiiiniiuums bei 500 - 700°C entgegen und ist dabei speziell günstig hinsichtlich der Einschnürung. Der Borgehalt sollte jedoch ca. 0,02 % nicht übersteigen, da dieses eine verschlechterte Verformbarkeit bei hoher Temperatur zur Folge hat. Bei dem erfindungsgemäßen Stahltyp hat sich ein Borgehalt von etwa 0,01 % als der günstigste erwiesen.

ψ Die Erfindung soll nun unter Hinweis auf einige in

den beigefügten Tabellen enthaltenen Stahllegierungen näher beschrieben werden. Tabelle 1 zeigt die Zusammensetzung von 15 verschiedenen Stahllegierungen, die im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung geprüft worden sind, und Tabelle 2 ergibt die Härte bei Raumtemperatur für diese Stahllegierungen nach unter-

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schied Hohen Wärmebehandlungen. Tabelle 3 gibt die Härte bei erhöhter Temperatur an und Tabelle ^li verschiedene Festigkeitseigenschaften für einige der untersuchten Stahllegierungen. Tabelle 5 enthält die Korngröße für einige der untersuchten Stähle.

Wie aus Tabelle 1 hervorgeht, fallen die Stähle 1, 2 und 3 aus den vorgeschriebenen AnaLysengrenzen heraus, und in Übereinstimmung mit Tabelle 2 ergeben sie auch eine wesentlich niedrigere Härte bei Raumtemperatur

als die übrigen Stähle und erfüllen mithin nicht die *

gestellten Forderungen.

Beim Vergleich der Stähle 3, 4 und 5 in Tabelle 2

kann man deutlich den Effekt der Veränderung im Vanadin—

gehalt ersehen, und die sehr starke Wirkung dieses Legierungsbestandteils beim Aushärten feststellen.

Die Einwirkung von Molybdän und Wolfram geht aus

einem Vergleich in der Tabelle 2 zwischen den Stählen I₁

k und 2, 6 hervor und hier sieht man, daß auch diese Bestandteile eine sehr günstige Einwirkung auf das

Aushärten haben. '

Die Einwirkung des Niobzusatzes auf das Aushärten

ergibt sich aus den Stählen 6-9. Im Stahl 9 liegt der Niobgehalt höher als die zulässige obere Grenze und hat, wie es scheint, eine Reduktion in der Härte zur Folge.

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Bei Untersuchungen im praktischen. Betrieb mit er— findungsgemäßen Stähien hat sich herausgestellt, daß eine Prägeform zum Spritzen einer aus 0,12 f» Kohlenstoff, 0,35 ^c/o Kieselsäure, 0,03 /β Kupfer, 0,21 ^c,o Eisen, 0,26 ^cio Mangan, 15,1 ^C;O Chrom, 1,18 ^c,o Titan, 4,71 f« Aluminium, 20,1 > Kobalt, 4,93 '< > Molybdän, 0,009 ^c,-> Bor und dem Rest Nickel bestehenden Legierung für I30 Spritzvorgänge als Mittelwert von sechs verschiedenen Spritzserien verwendet werden konnte. Bei während der Jahre I966 — 67 durchgeführten Untersuchungen mit zwei in diesem Zusammenhang oft angewandten martensitischen Legierungen, enthaltend 0,3b % Kohlenstoff, 0,3 /ö Kieselsäure, 2,8 °/o Chrom, 2,8 % Molybdän, 2,8 # Kobalt, 0,5 io Vanadin bzw. 0,4 % Kohlenstoff, 0,3 % Kieselsäure, 2,8 io Chrom, 1,5 1'» Molybdän, 5,0 % Wolfram, 2,2 ^C,O Kobalt, 1 % Vanadin, betrugen die entsprechenden Mittelwerte nur 80 Spritzvorgänge je Prägeform.

Bei Spritzvorgängen mit Prägeformen aus vorstehend genannten martensitischen Stählen sind Kratzer in den gespritzten Werkstücken bereits nach ungefähr 10 Spritzungen beobachtet worden, während bei Spritzungen mit Prägeformen aus Stahl nach der vorliegenden Erfindung die entsprechenden Kratzer erst nach ca. 100 Spritzungen aufzutreten begannen. Dieses zeigt eindeutig die Überlegenheit in der Verschleißfestigkeit bei dem zuletzt genannten Stahl. Risse in den eigentlichen Prägeformen, die zum Ausschuß derselben führten, wurden bei vielen

-10-

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ίο

Gelegenheiten an den martensitischen Stählen beobachtet, aber in keinem einzigen Fall bei Stählen nach der vor— Liegenden Erfindung.

Der erfindungsgemäße Stahl hat daher bei praktischen Betriebsversuchen gezeigt, daß er eine wesentlich höhere Verschleißfestigkeit und Abnutzungsbeständigkeit hat, als frühere in diesem Zusammenhang normalerweise verwendete Stahlsorten.

Aus den Tabellen 2, 3 und k geht deutlich hervor,

daß ein Stahl nach der vorliegenden Erfindung nach dem %

Lösungsglühen bei ca. H50°C und Aushärten bei 70O⁰C eine k2Ü Vickers—Einheiten übersteigende Raumtemperaturhärte erhält und außerdem gute Festigkeit bei hoher Temperatur, zufriedenstellende Zähigkeit sowie gute Verschleißfestigkeit. Ferner wurde eine fcarn-härte von wenigstens 240 Vicker—Einheiten bei 700 C erreicht. Vorstehende gute Kombination konnte früher nicht bei den bisher verwendeten martensitischen Warmarbeitsstählen oder nicht kaltbearbeiteten austenitischen ,

Varmarbeitsstählen erzielt werden.

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Tabelle

ZusammenSetzung bei untersuchten Stahlle^ierungen

3?

	c j	Si	Prozentualer Anteil an	Mn	Cr	Ni	Mo j	V/	V ^j	j	-	B
Stahl Nr.	,42 j	,46		11,5	4,9	9,0	j i	. ! i	,92 :	Nb j	-
	,48 j	,48	10,1	4,4	8,0	i		1,55 ;	! 1	-	,011
1	.46 :	.44	10,5	4,8	3,5	1,41 I	1,9		I	-	,009
2	,44	,^0	9,0	4,5	8,1	1,4-5,	1,6	1,05	,17	.,010
3	,46	,41	9,8	4,5	8,0	1,44 j	1,5	1,56	,44	,012 j
4	,47	,47	9,8	4,5	7,9	1,24	1,4	1,42	,68	,οίο I
5	,49	,56	8,9	4,6	8,2	1,52	1,9	1,22		,007 I
β	,45	,42	9,6	4,5	7,9	1,41	1,5	1,51	I I _ Ϊ	,015
7	,49	,59	8,9	4,6	8,2	1,55	1,9	1,20	i "*	,009
8	,45	,40	9,6	4,5	8,5	,80	2,4	1,12		,011
9	,45	,41	9,0	10,0	8,6	,82	2,3	. 1,02		_l ,004
10	,46	,40	8,4	10,0	8,4	,81	. M	1,04	-	,015
11	,63	,44	9,6	4,2	8,5	,77	! 3,8	,99		,010
12	,42	,40	11,0	5,0	8,5	1,50	! i,s	1,01		-
13	,42	»st	10,6 .. _..	5,2	8,5	1,51	j 1,7	1,05	,015
14
15

ro ι

CO O (T)

PO

Tabelle 2

Härte nach Vickers (HV 50) bei Raumtemperatur für die in Tabelle 1 angegebenen
Stähle nach verschiedenen Wärmebehandlungen

	tahl Nr.	Lösungsglühen 1150 C, lh, Wasser	Aushärten 700 C, 5 h	Lösungsglühen	4o8	II50 C, 1 h Wasser	Aushärten 700° C, 12 h	sowie
	1 I	170	285	! Aushärten j 700° C, 6	205	h I	5S7
	2	198		ί 556	445	ί i	412
co O	5 !	208 .		i	455	i I
(O	4 !	202			454	t 1 I	458
OO co	5	215	454		454	ί	445
	6	212	h>\6		I 450		4^15
O	7	250	455				447
OO	8	214	452		! ms		420
^ω	9			! 560		418
	10	j 221	451	I · 596		466
	11	229		I w		; 411
	12	251 ·.				j 459
	15	259	459			4Co
	14	I85	524	455		453
	15	178	555	454		1123

Aushärten 700 C, 24 h
5S5
4O6
240
44o
455
450

425

457
456
442
461
4'Il
457

OO O CD ΓΟ

Al

Tabelle 3

Härte nach Violcers (HV 30 bei 20° C und HV 5 bei den erhöhten Temperaturen) für einige der in Tabelle 1 angegebenen Stähle (Wärmebehandlung: Lösungsglühen 11.50° C,

1 h Wasser sowis Aushärten 700 C, 12 h)

	Härte	nach Victors	bei nachstehender». Temper	650° C	700° C ! 1
Stahl Nr.	20° -C	500° C '	oC0° C j I	236	271 !
4	43Γ;	306		291	255 :^:
5	443	328 j	300 j	273 j	259 j
6	443	296 j	295 !	257 j	244
8	420	233 j	273 j	279 ! 232 j	25^ 252 j I
10 13 )	466	317 · 316 j	293 ! OO.9 !
		Tabelle 4

Festigkoitsct^onschaiten bei £00 C für einige der in Tabelle 1 angegebenen St\".ilo

	Streckgrenze	Bruche	* -ι 1 rf j -	Doh	nung	24,	iruns
Stahl Mr.	0,2 kp/mm	.*3 !ep/		'^l	0 ^c'
	58,6	65,	0	6	,0 ^!	37,	5
1	67,5	73,	9	8	,0 -!	26,	ο
2	26,7	5-">#	O	32		36,	7
3	81,5	Sf),	2		,3 ^:	45,	2
4	82,3	37,	9	5	«2	13,	0
6	79,0	35,	4	5	, I	27,	3
8	71,3	35,			,0 ;		5
14	73,9	36,	6	4	i	9
¹⁵ I

Sämtliche Bestimmungen sind gen. zan in SIS 11 23 11 (i960.Oo.30, Ausgabe 1) angegebenen Vorschriften ausgeführt.

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Tabelle Körnung für einige der In Tabelle 1 angegebenen Stühle

:tahl Mr,

1 4 5 7 S

6,5 3,5

5,5

6,5 S

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-15-BAD ORfGfNAL

Claims

1* Ausliärteader durch folgende Le^ie

"3*

Eohlsnstoff 0,35 «

Mangan 4 «ig

iur ε^ιί: t:■ Ι:-·⁷λ·.

9 O e 8 3 3 / O 7 δ S

BAD ORlOfNAL

- 0,40 0,60 1806224 Kohlenstoff max. " 0,5 Kieselsäure 8 - 12 * Mangan 3 - 6 % Chrom 6 - 9 % Nickel 1,0 - 1,5 % Vanadin 0,8 - 1,8 Molybdän 1,2 - 2,5 % ■ Wolfram 0 - 0,3 % Niob 0 0,02 % Bor %

k. Verfahren zur Herstellung von Stahl nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Stahl nach dem Lösungsglühen einem Aushärten unterzogen wird.

5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß das Lösungsglühen bei oa. 1150°C und das Aushärten bei ca. 700 C erfolgen.

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