DE3041565C2

DE3041565C2 -

Info

Publication number: DE3041565C2
Application number: DE3041565A
Authority: DE
Inventors: Lars-Ake Dipl.-Ing. Norstroem; Nils Alvar Dipl.-Ing. Hagfors Se Oehrberg
Original assignee: Uddeholms AB
Current assignee: Uddeholms AB
Priority date: 1979-12-03
Filing date: 1980-11-04
Publication date: 1987-12-17
Also published as: GB2065700A; GB2065700B; DE3041565A1; FR2470807A1; US4459162A; CA1170863A; JPH0152462B2; FR2470807B1; JPS5687653A; IT1134256B; SE426177B; AT385057B; SE7909935L; ATA588680A; IT8025954A0

Description

Die Erfindung betrifft einen Warmarbeits-Werkzeugstahl und insbesondere einen Stahl für Werkzeuge, die hoher Erwärmung über 600°C und großer Abnutzung ausgesetzt sind. Typische Anwendungsgebiete für diese Stähle sind z. B. Werkzeuge für den Formguß und das Extrudieren von Aluminiun- und Kupferlegierungen, für Werkzeuge für das Heißpressen von Kupferlegierungen und Werkzeuge zum Schmieden von Stahl. Diese und andere Anwendungen stellen hohe Anforderungen an die Hochtemperaturfestigkeit, die Anlaßfestigkeit und die Duktilitätseigenschaften in heißem Zustand des Werkzeugstahls. Diese Eigenschaften haben einen wesentlichen Einfluß auf die Festigkeit des Stahls, u. a. gegen thermische Ermüdung.

Gemäß der SE-PS 1 99 167 ist eine Stahllegierung mit großer Hochtemperaturfestigkeit bekannt. Dieser Stahl enthält (in Gew.-%):

0,20-0,50% C
0,2-0,5% Si
2-3% Cr
2-3% Mo, das ganz oder teilweise durch Wolfram im Verhältnis 1 : 1 ersetzt werden kann,
0,3-0,6% V
2-3% Co

Rest im wesentlichen Fe

Diese bekannte Stahllegierung hat jedoch eine nicht zufriedenstellende Anlaßfestigkeit. Die hohen Anforderungen bezüglich besserer Festigkeitseigenschaften haben Anlaß zur Entwicklung einer Anzahl von Modifikationen und Alternativen zu dieser Legierung gegeben. Beispielsweise weisen andere Stahllegierungen folgende Zusammensetzungen neben Eisen auf:

Zum Vergleich mit der erstgenannten Legierung zeigen diese Legierungen im allgemeinen zwar verbesserte Kaltfestigkeitseigenschaften, die Ergebnisse für warmverformbare Stähle lassen aber zu wünschen übrig. Außerdem sind die Herstellungskosten wegen teuerer Legierungselemente verhältnismäßig hoch.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen Warmarbeits- Werkzeugstahl zur Verfügung zu stellen, der eine optimale Kombination von Warmarbeitseigenschaften ohne größere Anteile an teueren Legierungsbestandteilen, wie Kobalt od. dgl. aufweist. Der Werkzeugstahl soll neben einer hohen Anlaß- bzw. Temperfestigkeit und einer hohen Hochtemperaturfestigkeit eine gute Duktilität im heißen Zustand aufweisen, wodurch er einen größeren Widerstand gegen thermische Ermüdungserscheinungen erhält.

Die Erfindung ist im Anspruch 1 gekennzeichnet und in Unteransprüchen sind weitere Ausbildungen beansprucht.

Bei der Herstellung von Stählen anderer Art, nämlich aufzuschweißender harter Stahlschichten auf Wälzkörper, ist es bekannt (GB-PS 12 20 620), die Anteile von Legierungselementen wie folgt zu wählen:
0,1-0,5% C, 0,1-1,3% Si, 0,3-2,0% Mn, 1,0- 5,0% Cr, 0,5-5,0% Mo, 0,5-3,0% V und dem Rest Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen, sowie gegebenenfalls bis zu 2% W, bis zu 5% Ni und bis zu 3% Co, falls die Duktilität verbessert werden soll.

Darüber hinaus ist es bei Werkzeugstählen für kalte oder heiße plastische Metallverformung bis 600°C bekannt (DE-OS 20 39 438), eine große Anlaßhärte von mehr als 55 HRC und eine große Biegebruchfestigkeit von mindestens 4500 N/mm² (MPa) bei Raumtemperatur durch folgende Zusammensetzung zu erzielen:

C0,4-1,5 Si1,0-3,0 Mn0,5-5,0 Cr1,0-4,5 Mo, W0,5-2,5 V0,5-5,0

mit dem Rest von im wesentlichen Eisen neben bis zu 2% Ti, Zr, Nb, Ta und La sowie bis zu 0,01% B und bis zu 0,03% S und Se sowie 0,001-0,1% N₂. Dabei wird davon abgeraten, weniger als 0,4% C und weniger als 1,0% Si zu verwenden und werden bevorzugt höhere Si-Anteile von deutlich mehr als 1% gewählt. Es hat sich gezeigt, daß dieser Stahl zur Lösung der der Erfindung zugrundeliegenden Aufgabe vor allem im Bereich oberhalb 600°C schlecht geeignet ist.

Bei der Erfindung wird dagegen folgende Zusammensetzung aus an sich bekannten größeren Bereichen ausgewählt:

Der Rest besteht im wesentlichen aus Eisen und Verunreinigungen in üblichen Mengen.

Unter anderem haben sehr komplexe Legierungen den Nachteil, daß Abfälle solcher Stähle nur geringen Wert haben. Der Stahl soll daher aus Kostengründen keinen wesentlichen Kobaltgehalt aufweisen. Dieser beträgt daher maximal 0,5% und zweckmäßig maximal 0,3%.

Der Stahl darf auch keine starken Karbidbildner neben Vanadium enthalten.

Die hervorragenden Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls sind auf eine günstige Wechselwirkung zwischen den verschiedenen Legierungselementen zurückzuführen. An erster Stelle ist hier ein verhältnismäßig hoher Vanadiumgehalt zu nennen; dabei steht der Molybdängehalt in einem bestimmten Verhältnis zum Vanadiumgehalt und liegt ein mäßiger Chromgehalt sowie ein geeigneter Kohlenstoffgehalt vor, um eine gute Anlaßfestigkeit sowie große Hochtemperaturfestigkeit zu fördern. Das Verhältnis von Vanadium zum Molybdän sollte 0,4-0,8, vorzugsweise 0,5- 0,7, betragen. Unter diesen Bedingungen zeigen die Karbide beim Anlassen eine sehr hohe Stabilität. Gleichzeitig werden die Möglichkeiten zum Erhalten feiner Korngrößen des Austenits während des Härtens aufgrund einer höheren Menge Teilchen derjenigen Art, die das Wachstum der Korngröße vermindert, verbessert. Dies wiederum fördert eine gute Duktilität in heißem Zustand. Durch die Wechselwirkung der Legierungselemente bekommt der Stahl im gehärteten und angelassenen Zustand eine feine "latten-martensitische" oder teilweise "bainitische" Mikrostruktur, die frei ist von Perlit und praktisch frei ist von Restaustenit und einen sehr fein dispergierten intergranularen Niederschlag von Karbiden enthält, zu denen die Vanadiumkarbide als vorherrschende Karbidphase gehören. In diesem Zusammenhang bedeutet "feinkörnig", daß die Korngröße kleiner als Korngröße 7 gemäß der ASTM-Skala ist. Die Vanadiumkarbide im angelassenen Martensit haben einen Durchmesser von maximal 0,1 µm. Im weich-angelassenen Zustand hat der Stahl eine ferritische Struktur, die spheroide Vanadiumkarbide enthält.

Nach dem Härten von 1050°C für ½ Stunde und Abschrecken in Öl und anschließendem doppeltem Anlassen (1 Std. + 1 Std.) bei 700°C bzw. 750°C erreicht der erfindungsgemäße Stahl eine Härte bei Raumtemperatur von etwa 375 bis 300 HV 10 für diese beiden Temperaturen. Es wurden Streckgrenzen von etwa 175 N/mm² bei 750°C erreicht.

In den Zeichnungen wird über die Ergebnisse von Vergleichsversuchen berichtet. Dabei zeigt

Fig. 1 die Härte HV 10 als Funktion der Temperatur zur Anlaß-Darstellung (1 Std. + 1 Std.) für die geprüften Werkzeugstähle;

Fig. 2 die Streckgrenze als Funktion der Temperatur für die gleichen Stähle wie gemäß Fig. 1 mit der Anfangshärte von 47 HRC;

Fig. 3 die Bruchflächenverminderung bei den Stählen gemäß Fig. 1 bei unterschiedlichen Temperaturen und der gleichen Anfangshärte von 47 HRC;

Fig. 4 die Härte von verschiedenen üblichen Werkzeugstählen im Vergleich mit der Erfindung;

Fig. 5 die Streckgrenze des erfindungsgemäßen Stahls im Vergleich mit den gleichen Vergleichsstählen von Fig. 4 und

Fig. 6 die thermischen Ermüdungseigenschaften bei gleichen Proben wie von Fig. 4 und 5 für unterschiedliche Anzahlen von Temperaturzyklen.

Der Gehalt an Legierungselementen der Stähle gemäß Fig. 1 bis 3 ist in Tabelle 1 wiedergegeben, wobei der Rest Eisen ist und übliche Verunreinigungen für diese Stahlart vorliegen.

Tabelle 1

Zusammensetzung von geprüften Stählen und Vergleichsmaterialien.
1,3 Vergleichsstähle; 2 Warmarbeits-Normstahl 1.2367; 4 Warmarbeits-Werkzeugstahl nach der Erfindung.

Aus den Stahlzusammensetzungen wurden Flachstäbe einer Dicke von 18 mm geschmiedet und gewalzt.

Die Stäbe wurden dann bei 865°C 5 Stunden durch Anlassen erweicht und nachher um 7°C/Std. auf 600°C kontrolliert abkühlen gelassen und schließlich auf Raumtemperatur an der Luft gekühlt. Die Struktur der weich-angelassenen Stähle war ferritisch mit wechselnden Mengen und Arten von Karbiden. Im Stahl Nr. 4 gemäß der Erfindung bestand die dominierende Karbidphase aus kugelförmigen Vanadiumkarbiden.

Aus den gewalzten Stäben wurden Versuchsstücke hergestellt, die bei 1020°C 20 Minuten in Austenit überführt wurden. Danach wurden die Proben in einen Ofen mit Temperaturen von 800, 750, 700, 650 und 600°C überführt. Hier betrugen die Verweilzeiten 5, 10, 30, 60 und 120 min. Nach der isothermen Behandlung wurden die Versuchstücke in Öl auf Raumtemperatur abgekühlt. Außer Stahl Nr. 2 wurde keine Perlitbildung unter den Versuchsbedingungen erzielt. Beim Stahl Nr. 2 konnte ein Beginn einer Perlitbildung beobachtet werden. Die geringste Geschwindigkeit, mit welcher ein Stahl ohne Perlitbildung abgekühlt werden kann, ist ein Maß für die Härtbarkeit des Stahls. Es kann somit festgestellt werden, daß die Härtbarkeit bei den Stählen 1, 3 und 4 besser als für den Stahl Nr. 2 war. Die Härtbarkeit hängt im wesentlichen von dem Kohlenstoffgehalt und dem Gehalt an anderen Legierungselementen ab. Die austenitische Korngröße hat ebenfalls einige Bedeutung. Alle Legierungselemente, die bei dem geprüften Stoff verwendet worden waren, verzögern die Überführung in Perlit, ausgenommen Kobalt. Die Korngrößen der Stähle Nr. 1, 2 und 4 war etwa gleich, aber bei Stahl Nr. 3 hatte eine starke Vergröberung der Korngröße stattgefunden. Die fortgesetzten Experimente zielten auf einen Vergleich der Materialeigenschaften, die einen kritischen Einfluß unter anderem auf die Festigkeit gegen thermische Ermüdung haben. Die folgenden Eigenschaften, von denen festgestellt wurde, daß sie diesbezüglich einen Einfluß aufweisen, wurden daher in die folgende Aufführung der aufgefundenen Ergebnisse eingeschlossen, ohne daß man jedoch durch Interpretation der theoretischen Grundlagen gebunden sein kann, sondern sich vielmehr primär auf die tatsächlichen Ergebnisse stützt, die verbesserte Eigenschaften wie folgt zeigen:

- Festigkeit gegen Anlassen,
- Streckgrenze bei erhöhter Temperatur und
- Zähigkeit und Duktilität im heißen Zustand.

Die Härte bei Raumtemperatur nach unterschiedlichen Anlaßbehandlungen bei hohen Temperaturen ist ein gutes Maß für die Temperfestigkeit zu Vergleichszwecken. Weich-angelassene Proben wurden daher von der austenidbildenden Temperatur von 1050°C/1/2 Stunde gehärtet, in Öl abgeschreckt und zweimal (1 Std. + 1 Std.) im Temperaturbereich zwischen 550 und 750°C angelassen. Die Ergebnisse werden durch die Kurven von Fig. 1 erläutert. Diese Kurven zeigen, daß die Stähle Nr. 1 und 4 vergleichbare Härten nach allen Anlaßversuchen aufweisen. Stahl Nr. 3 hat die gleiche oder eine etwas geringere Härte als die Stähle Nr. 1 und 4 bei den Auslaßtemperaturen oberhalb 650°C. Bei niedrigeren Temperaturen ist jedoch die Härte von Stahl Nr. 3 höher. Die Temperkurve für Stahl Nr. 2 weicht von den Kurven der anderen Stähle insoweit ab, daß die Härte höher als die der anderen Stähle nach dem Anlassen auf 550 bis 600°C ist, jedoch niedriger als die Härte der anderen Stähle nach dem Anlassen bei höheren Temperaturen. Die geringere Härte von Stahl Nr. 2 kann teilweise dem höheren Chromgehalt dieses Stahls zugeschrieben werden, welcher die Ausfällung von Chromkarbiden vor dem Vanadiumkarbid beim Anlassen begünstigt. In nicht-angelassenem Zustand zeigen die Stähle Nr. 1 und 4 niedrigere Härten als die Stähle Nr. 2 und 3. Der Grund hierfür kann darin liegen, daß die Karbide der zuletzt genannten Stähle leichter bei der Austenitisierung gelöst werden wegen einer geringeren Stabilität der Karbide. Neben der Tatsache, daß nach dem Härten eine höhere Härte verursacht wird, veranlaßt dieser Effekt auch, daß höhere Härten nach dem Anlassen bei der niedrigen Temperatur von 550 und 600°C erreicht werden. Zusammenfassend kann festgestellt werden, daß bei den geprüften Stählen die Stähle Nr. 1 und 4 die besten Anlaßfestigkeiten bei Temperaturen oberhalb 600 bis 650°C besitzen.

Es wurden weiter Zugfestigkeitsversuche durchgeführt bei Raumtemperatur und bei den Temperaturen 500, 600, 650, 700 und 750°C. Die Versuchsstücke wurden durch Austenitisierung bei 1050°C/1/2 Std. gehärtet, in Öl abgeschreckt und auf eine Härte 47 HRC angelassen. Das Ergebnis der Zugversuche wird durch die Kurve in der Fig. 2 wiedergegeben.

Wie sich aus den Kurven von Fig. 2 zeigt, haben die Stähle Nr. 1 und 4 fast gleiche Streckgrenzen bei Raumtemperatur und bei erhöhter Temperatur. Der Stahl Nr. 3 und insbesondere Stahl Nr. 2 haben eindeutig niedrigere Werte bei allen Versuchspunkten. Der Grund für die höhere Streckgrenze bei erhöhter Temperatur bei den Stählen Nr. 1 und 4 scheint an der Tatsache zu liegen, daß diese Legierungen die Ausfällung von fein dispergierten Vanadiumkarbiden bei der Anlaßoperation fördern. Dies ist günstig für eine gute Anlaßfestigkeit sowie eine hohe Streckgrenze bei erhöhter Temperatur, weil die fein dispergierten Vanadiumkarbide eine wirksame und temperaturstabile Dispersionshärtung mit sich bringen. Es zeigt sich im Ergebnis daher, daß die besten Festigkeiten bei erhöhter Temperatur von den Stählen Nr. 1 und 4 erreicht werden, es jedoch bemerkenswert ist, daß gleich hohe Streckgrenzwerte bei erhöhten Temperaturen beim Stahl Nr. 4 gemäß der Erfindung erreicht worden sind sowie für Stahl Nr. 1, obwohl der letztgenannte Stahl einen höheren Kobaltgehalt hat, der ein aufwendiges Legierungselement ist, das bekannt für seinen Beitrag zu Hochtemperatureigenschaften ist.

Die Verminderung der Bruchfläche beim Prüfen auf Zugfestigkeit im heißen Zustand ist ein gewöhnlich verwendetes Maß für die Zähigkeit oder Duktilität im heißen Zustand eines Stahls. In Fig. 3 ist die Verminderung der Bruchfläche während der Zugfestigkeitsprüfung im heißen Zustand bei den vier Stählen in Form von Kurven wiedergegeben. Aus diesen Kurven ist es möglich, den Schluß zu ziehen, daß die Flächenverminderung bei Stahl Nr. 3 merklich verschieden ist von denjenigen der anderen Stähle, da hier sehr niedrige Werte bei Raumtemperatur und bei 500 und 600°C erhalten werden. Der Stahl Nr. 4, der ein erfindungsgemäßer Stahl ist, hat die besten Werte bis zu 600°C. Bei höheren Temperaturen konvergieren die Kurven derart, daß sie nur sehr wenig voneinander differieren. Die schlechtere Heiß-Duktilität von Stahl Nr. 3 ist wahrscheinlich hauptsächlich auf eine gröbere Korngröße dieses Stahls zurückzuführen, die wiederum wahrscheinlich auf einen geringen Chromgehalt und einen geringen Vanadiumgehalt des Stahls zurückzuführen ist. Im Ergebnis wurden die meisten Karbide bei der Austenitisierung derart gelöst, daß keine Karbidteilchen zurückbleiben, welche als Inhibitoren für das Kornwachstum dienen können. Die Prüfungen der Struktur zeigen, daß eine feine Korngröße des Austenits vom Standpunkt der Duktilität wünschenswert ist und daß der Vanadiumgehalt und ein Molybdängehalt, der an dem Vanadiumgehalt angepaßt ist, einen wesentlichen Einfluß auf die Korngröße haben.

In diesem Zusammenhang wird unter "teilweise bainitisch" eine bainitische Mikrostruktur verstanden, die gewöhnlich unter 25% und in extremen Fällen bis zu etwa 50% einer Mikrostruktur beträgt, die in einem gegebenen Feld beobachtet wird, wobei der Rest eine "latten-martensitische Struktur" darstellt. Das Vanadiumkarbid und deren Durchmesser wird als Maximaldurchmesser mittels Transmissions- Elektronenmikroskopie gemessen. Der Ausdruck "R_p0,2" wie er in der Beschreibung verwendet wird, ist das international genormte Symbol für eine aufgebrachte Beanspruchung von 0,2% und entspricht dem früher verwendetem Symbol σ_0,2.

In der nachveröffentlichten Literaturstelle Scand. Journal Metallurgy 11 (1982), S. 33 bis 38, wurde ein typmäßig erfindungsgemäßer Warmarbeits-Werkzeugstahl verglichen mit auf dem Markt befindlichen Stählen ähnlicher Gattung. Die sich dabei ergebenden technischen Vorteile des erfindungsgemäßen Werkzeugstahls sind in den Fig. 4 bis 6 schematisch dargestellt. Dabei weist der erfindungsgemäße Werkzeugstahl UHB QRO 80 M und weisen die üblichen Vergleichsstähle die in der folgenden Tabelle 2 aufgeführten Zusammensetzungen auf.

Tabelle 2

Aus Fig. 4 ergibt sich die deutliche Überlegenheit der Erfindung hinsichtlich der Härte bei Temperaturen oberhalb etwa 650°C.

Aus Fig. 5 ergibt sich die Überlegenheit der Erfindung hinsichtlich der Streckgrenze bei Temperaturen oberhalb reichlich 600°C.

Aus Fig. 6 ergibt sich die Überlegenheit der Erfindung hinsichtlich der thermischen Ermüdung nach 1000 bzw. 10 000 Temperaturwechselzyklen zwischen etwa Raumtemperatur und 700°C bzw. 750°C. Die hohe Qualität im Sinne geringer thermischer Ermüdung bzw. hohem thermischen Ermüdungswiderstand der Erfindung wird deutlich durch die links dargestellten, den erfindungsgemäßen Werkzeugstahl repräsentierenden kürzesten Balken.

Claims

1. Warmarbeits-Werkzeugstahl, insbesondere zum Einsatz bei Temperaturen über 600°C, gekennzeichnet durch folgende chemische Zusammensetzung: 0,30-0,45% C, unter Ausschluß von 0,30% C
0,20-1,0% Si, unter Ausschluß von 1,0% Si
0,3-2,0% Mn
2,0-3,5% Cr
1,5-2,5% Mo
0,8-1,5% V
0,001-0,005% B
maximal 0,5% Co
Rest im wesentlichen Fe und übliche Verunreinigungen, undfolgende Gefügebildbarkeit im gehärteten und angelassenen Zustand:feinkörnige latten-martensitische oder teilweise bainitische, im wesentlichen perlit- und restaustenitfreie Mikrostruktur mit feinverteilten intergranularen Karbidausscheidungen von vorwiegend Vanadiumkarbid.

2. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Anteil von Vanadium zu Molybdän (in Gew.-%) zwischen 0,5 und 0,7 beträgt.

3. Stahl nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß er 0,35-0,45% C, 0,3-1,5% Mn, 2,2-3,0% Cr, 1,7-2,3% Mo und 1,0-1,4% V aufweist.

4. Stahl nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß er 0,37-0,43% C, 0,3-1,0% Mn, 2,4-2,8% Cr, 1,8-2,2% Mo und 1,1-1,3% V aufweist.

5. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Gesamtmenge von Niob, Tantal, Titan und Aluminium am Stahl maximal 0,5% beträgt.

6. Stahl nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Korngröße im Mikrogefüge kleiner als die Korngröße 7 (nach der ASTM-Skala) ist und die Vanadiumkarbide einen durchschnittlichen Querschnittsdurchmesser von nicht mehr als 0,1 µm aufweisen.

7. Stahl nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß er im weichgeglühten Zustand eine ferritische Struktur mit kugelförmigen Vanadiumkarbiden als der dominierenden Karbidphase aufweist.

8. Verwendung eines Stahls nach einem der vorhergehenden Ansprüche für Formgußwerkzeuge.

9. Verwendung eines Stahls nach einem der Ansprüche 1 bis 7 für Strangpreßwerkzeug; insbesondere solche für das Extrudieren von Aluminium- oder Kupferlegierungen.

10. Verwendung eines Stahls nach einem der Ansprüche 1 bis 7 für Heißwerkzeuge, insbesondere solche für Kupferlegierungen.

11. Verwendung eines Stahls nach einem der Ansprüche 1 bis 7 für Schmiedewerkzeuge, insbesondere solche zum Schmieden von Stahl.