DE69908944T2

DE69908944T2 - Matrizenstahl mit einer hohen Schlagzähigkeit und Thermoschockwiderstand, Matrizen, Stempelblock und Herstellungsverfahren

Info

Publication number: DE69908944T2
Application number: DE1999608944
Authority: DE
Inventors: Charles W. Finkl; Algirdas A. Underys
Original assignee: Finkl & Sons Co; Finkl A and Sons Co
Current assignee: Finkl & Sons Co; Finkl A and Sons Co
Priority date: 1999-09-29
Filing date: 1999-09-29
Publication date: 2003-12-11
Anticipated expiration: 2019-09-30
Also published as: DE69908944D1; ATE243266T1

Description

Die Erfindung betrifft allgemein Matrizenstähle und die verschiedenen verarbeiteten Formen, die diese einnehmen, einschliesslich Gesenke und Stempel sowie ein Verfahren zu deren Herstellung. Sie betrifft insbesondere derartige Produkte, welche überraschend hohe Festigkeits- und Verschleisswiderstandseigenschaften zusammen mit einer exzellenten Zähigkeit bei sämtlichen Härtebereichen aufweisen.

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

Die Erfindung betrifft Stahl und gestaltete Formen daraus, welche extrem strengen Betriebsbedingungen ausgesetzt werden. Zur Erleichterung der Beschreibung der Erfindung wird diese unter Bezugnahme auf Matrizenstähle und Werkzeuge einschliesslich Gesenke und Stempel beschrieben, wie sie beim Schmieden und ähnlichen Metallformvorgängen verwendet werden, wie beispielsweise Lochstempel, Köpfe und Kalibrierdorne. Wie es allgemein bekannt ist, gehören diese Anwendungen einschliesslich insbesondere Warmbearbeitungsgeräte mit geschlossenen Formen, wie Pressengesenke und Hammergesenke, zu den schwersten und fordernden Arbeitsbedingungen in dem Gesamtfeld der Metallverarbeitung und Formung, wenn sie nicht sogar die schwersten und fordernsten überhaupt sind.
Wird nun speziell auf ein Schmiedegerät mit geschlossenem Gesenk, wie beispielsweise ein Hammergesenk, bezug genommen, ist es unverzichtbare Bedingung, dass derartige Geräte eine hohe Festigkeit und hohen Verschleisswiderstand bei erhöhten Temperaturen zusammen mit einer hohen Zähigkeit aufweisen müssen, wie sie in ihren üblichen Arbeitsbedingungen auftreten. Bis zum Zeitpunkt der vorliegenden Erfindung galt es ferner als unumstösslich, dass die Eigenschaften hoher Festigkeit und hohen Verschleisswiderstandes einerseits und hoher Zähigkeit andererseits im hohen Maße miteinander inkompatibel sind. Folglich hat der Schmiedebetrieb mit geschlossener Form den Wunsch hoher Festigkeit und hohen Verschleisswiderstands, um so viele tausend Teile wie möglich aus einem Eindruck in der Gesenkfläche zu gewinnen, so dass die Schmiedekosten pro Teil in grösstmöglichem Maße minimiert werden. Um eine hohe Festigkeit und hohen Verschleisswiderstand zu erreichen, wurde es vor dem Zeitpunkt der vorliegenden Erfindung als notwendig angenommen, dass die Zähigkeit in gewissem Maße geopfert werden musste, da die Legierungselemente, welche hohe Festigkeit und hohen Verschleisswiderstand erzeugen, wie beispielsweise Kohlenstoff, die Neigung zeigen, zu einer niedrigeren Zähigkeit zu führen. Im Rahmen der vorliegenden Beschreibung wird der Begriff Zähigkeit im Sinne der Verformbarkeit und Dehnbarkeit unter Last ohne Reissen verwendet.
Für Anwendungsfälle, in welchen das geformte oder gebildete Werkstück eine vergleichsweise einfache Kontur aufweist, wie beispielsweise ein Glied, ist die Opferung der Zähigkeit im Austausch einer hohen Festigkeit und Verschleisswiderstand, welche zu langen Lebensdauerzeiten führt, von nicht besonderer Bedeutung. Bei Anwendungen, bei denen das geformte oder gebildete Werkstück in seiner Kontur komplex ist, muss der Matrizenstahl eine exzellente Zähigkeit aufweisen, um ein verfrühtes Reissen des Werkzeugs auszuschliessen und, wie erwähnt, wurde angenommen, dass eine Erhöhung der Zähigkeit von einem Abfall der Festigkeit und des Verschleisswiderstands begleitet ist sowie einer daraus folgenden Verringerung der Produktion, was wiederum zu einer Erhöhung der Kosten pro Stück führt.
Es wurde vorgeschlagen, dass die Möglichkeit, eine hohe Festigkeit, einen hohen Verschleisswiderstand und exzellente Zähigkeit durch die Verwendung entsprechender Legierungsmaterialien erreichbar ist, und es wurden bereits Zusammensetzungen mit diesen Eigenschaften vorgeschlagen und verwendet. Derartige Zusammensetzungen enthalten jedoch und nahezu unvermeidbar erhebliche Mengen teurer Legierungselemente, wie beispielsweise Nickel, so dass die erhaltenen funktionellen Vorteile aus der Verwendung von Legierungselementen in erheblichem Maße durch die erhöhten Kosten aufgehoben werden, mit dem Resultat, dass das Ziel eines wirtschaftlichen Metallformwerkzeugs hoher Festigkeit und mit hohem Verschleisswiderstand mit exzellenter Zähigkeit nicht verfügbar ist, insbesondere in denjenigen Anwendungsfällen, bei denen ein vergleichsweise weichgeglühtes Material erforderlich ist. In diesem Zusammenhang und als Bezugsrahmen werden Härtegrade in einem definierten Sinne verwendet. Zur Erleichterung des Verständnisses in der Beschreibung und in den Ansprüchen werden die numerischen Definitionen von Härtegraden ausgedrückt in den zur Zeit in grossem Maße verwendeten Industriehärtestandards verwendet.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Die Erfindung besteht in ihrer grundsätzlichsten Form in einem Matrizenstahl, welcher tief und gleichmässig aufgrund seiner Legierungszusammensetzung härtet, jedoch insbesondere wegen des vorzüglichen Effekts von Kupfer und welcher folglich eine ökonomische Alternative zu den üblichen hochnickelhaltigen Formulierungen im Härtegrad 2 und höheren Härtegraden darstellt. Insbesondere weist der Stahl eine Festigkeit bei hohen Temperaturen auf, welche den üblichen Heissbearbeitungsmatrizenstählen überlegen ist, wobei angenommen wird, dass diese Eigenschaft auf der Ausscheidungsverfestigungswirkungen von Kupfer- und Molybdän-Ausscheidungen beruht. Ferner, obwohl er etwa die gleiche Verformbarkeit aufweist, wie zur Zeit hochgeschätzte Matrizenstähle mit erheblich höheren Legierungsgehalten, hat der neue Stahl (1.) die gleiche Härtbarkeit wie der Bezugsstahl, d. h. er härtet tief und gleichmässig und hält überragend gut unter Schlag und Thermoschock und weist (2.) erheblich höhere Charpywerte auf. Der neue Stahl wird daher die Leistung des Bezugsstahls erreichen oder überschreiten, und zwar bei einer Härte unter 388 BHN, während er gleichzeitig erhebliche Materialkostenersparnisse bietet.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG

Die Erfindung ist mehr oder weniger skizzenhaft und repräsentativ in den beiliegenden Zeichnungen dargestellt. In den Zeichnungen zeigt:
Fig. 1 einen Härteschnitt über einen Block des erfindungsgemässen Stahls;
Fig. 2 eine Anlasskurve über einen 600ºF (315,5ºC) bis 1300ºF (704,4ºC) Anlassbereich des erfindungsgemässen Stahls;
Fig. 3 eine Kurve Festigkeit über Anlasstemperatur des erfindungsgemässen Stahls;
Fig. 4 eine Kurve Verformbarkeit über Temperatur des erfindungsgemässen Stahls;
Fig. 5 eine Kurve Charpy-Kerbschlagszähigkeit über Anlasstemperatur des erfindungsgemässen Stahls;
Fig. 6 eine Kurve der Warmfestigkeit des erfindungsgemässen Stahls angelassen bei 1100ºF (593,3ºC);
Fig. 7 eine Kurve der Warmfestigkeit des erfindungsgemässen Stahls angelassen bei 1200ºF (61000)
Fig. 8 einen Vergleich der Warmfestigkeit in dem Härtegrad 1-Zustand des erfindungsgemässen Stahls im Vergleich mit dem Hauptbezugsstahl und einem anderen Standardmatrizenstahl;
Fig. 9 einen Vergleich der Warmfestigkeit im Härtegrad 2- Zustand des erfindungsgemässen Stahls mit einem hauptsächlichen Bezugsstahl und dem anderen Standardmatrizenstahl;
Fig. 10 einen Vergleich der Querschnittsverringerung des erfindungsgemässen Stahls mit dem hauptsächlichen Bezugsstahl und
Fig. 11 einen Vergleich der Charpy V-Kerbschlagszähigkeit des erfindungsgemässen Stahls mit dem Hauptbezugsstahl.

DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG

Der Stahl nach der Erfindung hat die folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent.
Falls Kohlenstoff unter 0,25 liegt, wird die erforderliche Festigkeit und Verschleisswiderstand nicht erreicht. Kohlenstoffgehalte über 0,45 verringern den Ausscheidungshärteeffekt von Kupfer und ferner verringert Kohlenstoff die Löslichkeit von Kupfer im flüssigen Eisen. Die vorstehenden Eigenschaften werden am besten in dem bevorzugten Bereich ausgeglichen, wobei in diesem Bereich ein Ziel von 0,36 nahe dem Ideal ist.
Mangan ist in etwas höheren Mengen als üblich in Stählen dieser Art vorhanden, da zusätzlich zu seinem starken Beitrag zur Härtbarkeit dies die Löslichkeit von Kupfer im flüssigen Eisen erhöht, was eine sehr wünschenswerte Wirkung ist. Es ist darüber hinaus als Deoxidationsmittel beim Stahlherstellverfahren erforderlich. Falls weniger als 0,50 vorhanden ist, werden die Wirkungen der Eliminierung der Warmbrüchigkeit aufgrund von Mangansulfidbildung und der Verbesserung der spanabhebenden Bearbeitbarkeit nicht in dem erforderlichen Grad erreicht. Falls mehr als 1,50 vorhanden ist, kann zuviel Austenit verbleiben und die Verformbarkeit wird nachteilig beeinflusst. Die vorstehenden Eigenschaften werden am besten im bevorzugten Bereich ausgeglichen und innerhalb dieses Bereiches ist ein Ziel von 0,60 nahe dem Ideal.
Phosphor verbessert die spanabhebende Bearbeitbarkeit durch Verbesserung des Spanbruchs. Phosphor über 0,025 ist jedoch hinsichtlich der physkalischen Eigenschaften, wie beispielsweise Verformbarkeit und Schlagfestigkeit in diesem Stahl von Nachteil. Phosphor sollte auf einem niedrigst möglichen Wert nicht über 0,025 gehalten werden.
Schwefel verbessert die spanabhebende Bearbeitbarkeit durch Erleichterung des Spanbruchs. Schwefel über 0,025 jedoch ist hinsichtlich der physikalischen Eigenschaften, wie Verformbarkeit und Schlagfestigkeit, in diesem Stahl von Nachteil. Trotz dieser Nachteile erfüllt Schwefel jedoch eine zweckdienliche Funktion innerhalb der obigen Grenzen und ein Ziel von 0,010 ist zweckdienlich.
Silizium stellt einen moderaten Beitrag zur Härtbarkeit und ist ein exzellentes Deoxidationsmittel bei der Stahlherstellung. Silizium vergrössert die erforderliche Zeit zum Erreichen des gleichen Grades von Ausscheidungshärtung. Silizium erfüllt ferner sehr zweckdienliche Funktionen in diesem Stahl hinsichtlich der Vergrösserung der Löslichkeit von Kupfer in flüssigem Eisen. Die vorstehenden vorteilhaften Eigenschaften werden am besten in dem bevorzugten Bereich ausgeglichen und innerhalb dieses Bereiches ist ein Ziel von 0,50 nahe dem Ideal.
Nickel weist die hochwünschenswerte Fähigkeit in diesem Stahl auf, die Löslichkeit von Kupfer in flüssigem Eisen zu vergrössern. Nickel stellt darüber hinaus eine Notwendigkeit zur Steuerung der Oberflächenrissigkeit beim Schmieden dar und trägt moderat zur Härtbarkeit bei. Während Nickel sehr wünschenswerte Eigenschaften aufweist, ist es zur Zeit sehr teuer und folglich macht die Verwendung von mehr als 1,40 Nickel den erfindungsgemässen Stahl vom Kostenstandpunkt her nicht wettbewerbsfähig. Mindestens 0,40 Nickel jedoch ist erforderlich, um den Schmelzpunkt der kupfetreichen Legierung, die sich auf der Oberfläche des Werkstücks beim Erhitzen und Schmieden bildet, zu erhöhen. Die vorstehenden vorteilhaften Eigenschaften werden am besten in dem bevorzugten Bereich ausgeglichen und innerhalb des Bereichs ist ein Ziel von 1,20 nahe dem Ideal.
Chrom trägt erheblich zur Härtbarkeit dieser Legierung bei. Chromkarbide sind für einen verbesserten Verschleisswiderstand von Vorteil. Chrom erhöht darüber hinaus den Widerstand gegen Erweichen bei erhöhten Temperaturen und trägt zur Hochtemperaturfestigkeit bei. Die vorstehenden vorteilhaften Eigenschaften werden am besten in dem bevorzugten Bereich ausgeglichen und innerhalb des Bereichs liegt ein Ziel von 1,50 nahe dem Ideal.
Molybdän verbessert die Schlagfestigkeit dieses kupferhaltigen Stahls und diese Eigenschaft ist von besonderer Bedeutung, wenn das Material als Schmiedegesenk verwendet werden soll. Molybdänkarbide sind für einen verbesserten Verschleisswiderstand von Vorteil und Molybdän erhöht in erheblichem Maße die Hochtemperaturfestigkeit. Die vorstehenden vorteilhaften Eigenschaften werden am besten in dem bevorzugten Bereich ausgeglichen und innerhalb des Bereichs liegt ein Ziel von 0,50 nahe dem Ideal.
Wenn in ausreichender Menge vorhanden, bewirkt Kupfer in diesem Stahl, dass dieser auf die Ausscheidungshärtung nach dem Wiedererhitzen auf 800º bis 1200ºF (426,6ºC bis 648,9ºC) anspricht. Kupfer vergrössert ferner die Flüssigkeit des Stahls im geschmolzenen Zustand. Insbesondere hat ein 1% Kupfer die gleiche Wirkung auf die Flüssigkeit des geschmolzenen Stahls wie eine Temperaturerhöhung um 125ºF (51,7ºC). Kupfer verbessert die mechanischen Eigenschaften wie die Verhältnisse von Strecken zu Zugfestigkeit, Duktilität, Schlagfestigkeit, spanabhebende Bearbeitbarkeit und Korrosionswiderstand. Es vergrössert ebenfalls die Härte. Die maximale Löslichkeit von Kupfer in Eisen bei Raumtemperatur beim schnellen Abkühlen, was die bevorzugte Art der Kühlung darstellt, beträgt 1,50. Somit und da die Härtezunahme für Kupfergehalte grösser als 1,50 vernachlässigbar ist, stellt diese Menge die Obergrenze dar. Da mindestens 0,60 Kupfer notwendig ist, um das oben erwähnte Ansprechen auf die Ausscheidung beim Wiedererwärmen hervorzurufen, stellt 0,60 die Untergrenze dar. Die vorstehenden vorteilhaften Eigenschaften sind am besten in dem bevorzugten Bereich ausgeglichen und innerhalb dieses Bereichs ist ein Ziel von 0,75 nahe dem Ideal.
Aluminium ist als Deoxidationsmittel beim Stahlherstellverfahren von Bedeutung. Es beschränkt darüber hinaus das Kornwachstum des Austenits und wirkt folglich als Kornverfeinerungsmittel. Bei der Verwendung beim Schmieden und vielen anderen Verwendungen ebenso ist ein feines Korn eine sehr wünschenswerte Eigenschaft. Aluminium in diesem kupferreichen Stahl scheint darüber hinaus die Kerbschlagzähigkeit zu verbessern. Da nachteilige Wirkungen, so wie beispielsweise das Vergrössern des Niveaus nachteiliger Oxide, auftreten, falls zuviel Aluminium vorliegt, beträgt die Obergrenze von Aluminium 0,10. Die oben beschriebenen vorteilhaften Eigenschaften werden nicht erreicht, falls weniger als 0,010 vorhanden ist und folglich stellt dies die Untergrenze dar. Die vorstehenden vorteilhaften Eigenschaften sind am besten in dem bevorzugten Bereich ausgeglichen und innerhalb dieses Bereichs ist ein Ziel von 0,020 nahe dem Ideal.
Die Bearbeitung des Stahls ist für dessen zufriedenstellende Leistung in einem grossen Bereich von Anwendungsfällen, in welchem er verwendet wird, nötig. Insbesondere sollte der Stahl einen so niedrig wie möglichen Gehalt an Einschlüssen aufweisen, und sollte Wasserstoff, Sauerstoff und Stickstoff lediglich in niedrigen gesteuerten Mengen enthalten. Um die oben beschriebenen vorteilhaften Eigenschaften zu erreichen und andere, welche die Steuerung der Form der Einschlüsse betreffen und die Morphologie der Gasphase, muss der Stahl Unter genau gesteuerten Bedingungen vakuumbehandelt werden.
Um diese Ziele bei dem Stahl zu erreichen, werden Chargen von 50 Tonnen oder kleiner bis zu etwa 150 Tonnen, jedoch vorzugsweise im Bereich zwischen 60 und 70 Tonnen, im geschmolzenen Zustand einem Vakuum in der Grössenordnung von etwa 1- 100 mm Hg ausgesetzt und gleichzeitig dem nach oben gerichteten Durchströmen eines Spülgases unterworfen, um das Auswaschen von Einschlüsse bildenden Verunreinigungen und nachteiligen Mengen von Wasserstoff, Sauerstoff und Stickstoff aus dem Stahl zu gewährleisten. Da dies auf diesem technischen Gebiet allgemein bekannt ist (siehe zum Beispiel Patente 3,635,696, Zugabe hochgradig desoxidierender Legierungselemente, wie Aluminium oder Silizium, können bevorzugt spät im Zyklus zugegeben werden, um die Behinderung der O&sub2;-Entfernung durch die Kohlenstoffmonoxidreaktion in der Schmelze zu minimieren. Spalte 3, Zeilen 57-60, 4,069,039, 4,328,739, 4,468,249 und 4,600,427), würden Aluminiumzuschläge herausgebrannt werden, falls diese zu früh in dem Behandlungsverfahren erfolgen, so dass sie spät in dem Verfahren zugegeben werden müssen, da eine genaue Steuerung der Abstichtemperatur erforderlich ist, um die richtige Blockerstarrung in Boden gegossenen Formen zu gewährleisten, wobei der geschmolzene Stahl zumindest während einer Zeit, während er dem Vakuum und dem Spülgas ausgesetzt ist, gleichzeitig einem Wechselstromlichtbogen ausgesetzt werden sollte, welcher von Graphitelektroden direkt zur Schmelze gezogen wird. Ein zweckdienliches und auf dem Markt erhältliches und praktisches Behandlungssystem und Verfahren (welches ebenfalls den Schwefelgehalt steuert) ist in den U.S.-Patenten 3,236,635 und 3,501,289 beschrieben.
Die vorteilhaften Merkmale der Erfindung sind deutlicher aus den folgenden Untersuchungen ersichtlich.
Eine Versuchsschmelze des erfindungsgemässen Stahls wurde, wie unten angegeben, formuliert.

Tabelle 1

Tatsächlich
C 0,34
Mn 0,60
P 0,003
S 0,003
Si 0,56
Ni 1,18
Cr 1,53
Mo 0,50
V 0,06
Cu 0,67
Al 0,027

Tabelle 1

Das Versuchsmaterial wurde in einem Block mit 3 Zoll (7,6 cm) Durchmesser gegossen und wog etwa 16 Pfund (7,26 kg). Das Material wurde auf 1922ºF (1050ºC) erhitzt und in einer Stange mit 1 Zoll Durchmessern (2,54 cm) extrudiert (etwa eine 9 : 1- Reduktion).
Vier Gruppen von Rohlingen für Zugfestigkeits- und Charpy- Proben wurden vorbereitet und wärmebehandelt. Alle vier Gruppen wurden bei 1650ºF (898,8ºC) eine Stunde lang austenitisert und dann angelassen. Eine Gruppe wurde bei 900ºF (482,2ºC), eine zweite bei 1000ºF (537,7ºC), eine dritte bei 1100%F (593,3ºC) und die letzte Gruppe bei 1200ºF (648,9ºC) angelassen. Die Testresultate sind in Tabelle 2 zusammengefaßt. Tabelle 2
Der niedrige Kohlenstoffgehalt ergab eine gute Duktilität und Zähigkeit der Legierung, wie aus obiger Tabelle ersichtlich. Der niedrige Kohlenstoffgehalt begrenzte jedoch die maximal erreichbare Härte bei dieser Formulierung der Legierung.
Um die Wirkung von Kohlenstoff zu bestätigen, wurde eine zweite Versuchsschmelze der unten angegebenen Art hergestellt:

Tabelle 3

Tatsächlich
C 0,42
Mn 0,69
P 0,004
S 0,004
Si 0,53
Ni 1,20
Cr 1,44
Mo 0,50
V 0,06
Cu 0,71
Al 0,040
Das Testmaterial wurde in einem Block mit 3 Zoll Durchmesser gegossen und wog etwa 16 Pfund. Das Material wurde auf 1922ºF (1050ºC) erhitzt und in eine Stange mit 1 Zoll Durchmesser extrudiert (etwa eine 9 : 1-Reduktion).
Drei Gruppen von Rohlingen für Zug- und Charpy-Versuche wurden vorbereitet und in dem Labor wärmebehandelt. Alle drei Gruppen wurden bei 1650ºF eine Stunde lang austenitisiert und anschliessend angelassen. Eine Gruppe wurde bei 1000ºF, eine zweite bei 1100ºF und die letzte Gruppe bei 1200ºF angelassen. Die Testresultate sind in Tabelle 4 zusammengefasst. Tabelle 4
Wie aus den Testergebnissen ersichtlich, hatte die erste Versuchsschmelze mit niedrigerem Kohlenstoffgehalt eine überragende Duktilität im Vergleich mit der zweiten Versuchsschmelze. Der zusätzliche Kohlenstoff in der zweiten Versuchsschmelze verringerte den Ausscheidungshärteeffekt von Kupfer und hob dadurch einige der Verbesserungen der physikalischen Eigenschaften auf. Ein Vergleich der beiden Versuchsschmelzen bei der gleichen Härte kann in unten stehender Tabelle 5 gefunden werden. Tabelle 5
Um die tatsächlichen physikalischen Eigenschaften des neuen Stahls bei einer im Stahlwerk produzierten Schmelze auszuwerten, wurde ein Testblock geschmiedet, wärmebehandelt und untersucht. Der Testblock wurde auf 10" · 10" · 15" (25,4 · 25,4 · 38,1 cm) geschmiedet, was der gleiche Querschnitt ist wie die Testblöcke, welche verwendet wurden, um andere gut bekannte Güteeigenschaften auszuwerten. Der Testblock hatte eine chemische Zusammensetzung ähnlich der ersten (Niedrigkohlenstoff)-Versuchsschmelze. Die chemische Analyse für dies ist in Tabelle 6 zusammengefasst: Tabelle 6
Der 10" · 10" · 15"-Testblock wurde austenitisiert, indem er auf 1650ºF erhitzt wurde, wasserabgeschreckt und dann bei 1130ºF angelassen wurde.
Die physikalischen Versuchsproben wurden aus einer ein Zoll dicken Scheibe hergestellt, welche in Querrichtung der Mitte des Testblocks entnommen wurde. Zugversuchsproben, welche die Mitte des Testblocks in Querrichtung repräsentieren, wurden ausgewertet und mit den Eigenschaften in Querrichtung eines konkurrierenden Stahls verglichen, wobei die Testblöcke den gleichen Querschnitt aufwiesen und bei etwa den gleichen Anlasstemperaturen bearbeitet wurden. Die Zugversuchresultate sind in Tabelle 7 zusammengefasst. Tabelle 7
Drei Charpy-Schlagproben wurden aus der Mitte des gehärteten Testblocks in Querrichtung hergestellt und wurden mit den in Querrichtungen vorliegenden Schlageigenschaften von üblichem Stahl 1 aus Testblöcken des gleichen Querschnitts verglichen, welche mit gleichen Anlasstemperaturen behandelt wurden. Die Resultate sind in Tabelle 8 zusammengefasst. Die Proben des erfindungsgemässen Stahls zeigten eine duktile Bruchfläche. Tabelle 8
Eine Härtetraverse wurde über die Dicke des Testblocks durchgeführt. Die Resultate sind in Fig. 1 dargestellt. Der Härteabfall beträgt etwa 0,05 BID, welches die Härtbarkeitswirkung von Kupfer in dieser Formulierung bestätigt.
Siebzehn Proben der Stahlzusammensetzung nach der Erfindung wurden aus dem Testblock herausgesägt. Diese Proben wurden zu Rundlingen mit 1 Zoll Durchmesser gedreht, bei 1650ºF eine Stunde lang austenitisiert, ölabgeschreckt und dann bei verschiedenen Temperaturen angelassen. Drei Proben (welche durch Zufall ausgewählt wurden) wurden bei 1000º, 1100º und 1200º für die Untersuchungen der Charpy-Schlagprobe und des Einflusses des Anlassens angelassen. Sechs zusätzliche Proben wurden bei 600º, 900º, 1000º, 1200º und 1300º angelassen, um die Zugfestigkeit und das Ansprechen auf das Anlassen zu untersuchen. Die verbleibenden acht Proben wurden bei 1100º und 1200ºF (vier Proben bei jeder Temperatur) angelassen, um Heisszugversuche durchzuführen.
Die neun Proben, welche für die Zugversuche und Charpy- Versuche verwendet werden sollen, wurden nach der Wärmbehandlung Brinell-getestet. Die Härte wurde unter Verwendung eines digitalen optischen Brinell-Gerätes gemessen. Das Ansprechen auf das Anlassen des erfindungsgemässen Stahls nach Wärmebehandlung im Labor ist in Fig. 2 dargestellt.
Die drei Charpy-Proben und die sechs Zugversuchproben wurden hinsichtlich Festigkeit und Kerbschlagzähigkeit untersucht.
Die Variation der Festigkeit bei verschiedenen Anlasstemperaturen ist in Fig. 3 dargestellt. Die Änderung der Duktilität bei verschiedenen Anlasstemperaturen ist in Fig. 4 dargestellt. Die Änderung der Charpy-Kerbschlagenergie bei verschiedenen Anlasstemperaturen ist in Fig. 5 dargestellt.
Die vier Proben, welche abgeschreckt und bei 1100ºF angelassen wurden, wurden dem Heisszugversuch unterzogen. Eine Probe von jeder der Anlasstemperaturen wurde bei 600ºF, 800ºF, 1000ºF und 1200ºF untersucht. Die behandelten Proben mit 0,505 Zoll Durchmesser wurden vor dem Versuch bei der Versuchstemperatur 30 Minuten lang gehalten. Die Heisszugver- Suchresultate aus den bei 1100ºF angelassenen Proben sind in Fig. 6 dargestellt. Die Resultate des Heisszugsversuches von Proben, welche bei 1200F angelassen wurden, sind in Fig. 7 dargestellt. Ein Vergleich der Heissfestigkeit des ersten Standard-Stahls, des hauptsächlichen Bezugsstahls und des erfindungsgemässen Stahls beim Härtegard 1 ist in Fig. 8 dargestellt. Ein Vergleich der Heissfestigkeit des ersten Standard-Stahls, des Hauptbezugsstahls und des erfindungsgemässen Stahls im Härtegrad-2-Zustand ist in Fig. 9 dargestellt.
Die oben stehenden Resultate zeigen an, dass der erfindungsgemässe Stahl eine annehmbare Alternative zu dem Hauptbezugsstahl im Härtegrad-2-Zustand und weicheren Bereichen darstellt. Die Schlagzähigkeitseigenschaften sind dem ersten Standard-Stahl im Härtegrad-2-Bereich überlegen. Der Härteabfall bei 10 Zoll Dicke beträgt etwa 0,05 BID. Das Ansprechen auf das Anlassen liegt beim erfindungsgemässen Stahl etwa 30ºF (1,1ºC) niedriger bei der Anlasstemperatur für die gleiche Härte beim ersten Standard-Stahl, d. h. 1100ºF beim erfindungsgemässen Stahl, um einen Härtegrad 2 zu erreichen, im Vergleich mit 1130ºF für den ersten Standard-Stahl. Dieses Ansprechen auf das Anlassen ist noch beeindruckender, wenn man die Tatsache berücksichtigt, dass der erfindungsgemässe Stahl einen Kohlenstoffbereich von 0,33/0,39 im Vergleich mit 0,48/0,53 für den ersten Standard-Stahl aufweist. Die Festigkeit, Duktilität und Schlagzähigkeit des erfindungsgemässen Stahls ist dem ersten Standard-Stahl überlegen. Die Heisshärte des erfindungsgemässen Stahls ist im ersten Standard-Stahl und dem Hauptbezugsstahl im Härtegrad 1 und -2-Zustand überlegen. Sämtliche Materialeigenschaften zeigen an, dass der erfindungsgemässe Stahl eine gangbare Alternative zum Hauptbezugsstahl im Härtegrad 2-Zustand und weicheren Zuständen darstellt.

Claims

1. Hochfester, verschleissfester, zäher Legierungsstahl mit folgender Zusammensetzung:

C 0,36

Mn 0,60

P 0,025

S 0,025

Si 0,50

Ni 1,20

Cr 1,50

Mo 0,50

Cu 0,75

Al 0,020

Fe Rest

2. Legierungsstahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl in einem Zustand der Härtestufe H oder weicher ist.

3. Hochfester, verschleissfester, zäher Legierungsstahl mit folgender Zusammensetzung:

C 0,33-0,39

Mn 0,50-0,70

P 0,025 max.

S 0,025 max.

Si 0,40-0,60

Ni 1,05-1,35

Cr 1,33-1,68

Mo 0,40-0,60

Cu 0,60-0,90

Al 0,010-0,030

Fe Rest

4. Legierungsstahl nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl den Zustand der Härtestufe H oder weicher aufweist.

5. Legierungsstahl nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl durch ein Verfahren hergestellt ist, welches die folgenden Verfahrensschritte umfasst:

Bilden einer Schmelze, welche die oben angegebenen Elemente enthält,

Aussetzen der Schmelze einem Vakuum, welches ausreichend niedrig ist, um wirksam die Schmelze zu entgasen,

Hindurchleiten eines Spülgases nach oben durch die Schmelze zu deren Oberfläche von einem Ort, welcher von der Oberfläche entfernt liegt, um dadurch eine Zirkulation in Gang zu setzen, um zu gewährleisten, dass alle von der Oberfläche entfernten Bereiche dem Vakuum mindestens über einen Anteil der Zeit ausgesetzt werden, in welcher die Schmelze dem Vakuum unterzogen ist und

Aussetzen der Schmelze einem Wechselstromlichtbogen, der direkt zwischen nicht selbstverzehrenden Elektroden und der Schmelze während mindestens eines Teils der Zeit gezogen wird, in welcher die Schmelze der gleichzeitigen Wirkung des Vakuums und des Spülgases ausgesetzt ist.

6. Legierungsstahl nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Vakuum etwa 1 mm Hg (133,3 Pa) oder niedriger während eines Teils der Zeit beträgt, in welcher die Schmelze dem Vakuum ausgesetzt ist.

7. Legierungsstahl nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass die endgültig enthaltenen Gasgehalte des Stahls H-2,2 ppm, O-50 ppm, N-80 ppm oder weniger betragen.

8. Metallformgesenk mit den folgenden Eigenschaften:

C 0,33-0,39

Mn 0,50-0,70

P.0,025 max.

50,025 max.

Si 0,40-0,60

Ni 1,05-1,35

Cr 1,33-1,68

Mo 0,40-0,60

Cu 0,60-0,90

Al 0,010-0,030

Fe Rest

388 BHN oder weniger,

welches die folgenden Merkmale erreicht:

Streckfestigkeit 164.000 psi (1.130 MPa)

Zugfestigkeit 190.000 psi (1.310 MPa)

45% Querschnittsverringerung

14,5% Dehnung

Charpy-Zähigkeit 36 ft-lbs. (48,8 J)

nach Anlassen bei 1.100º-1.130ºF (593,3-610ºC).

9. Metallformgesenk nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl durch ein Verfahren hergestellt ist, welches die folgenden Schritte umfasst:

Herstellen einer Schmelze, welche die oben angegebenen Elemente enthält,

Aussetzen der Schmelze einem Vakuum, welches ausreichend niedrig ist, um die Schmelze wirksam zu entgasen,

Hindurchleiten eines Spülmittels nach oben durch die Schmelze zu deren Oberfläche von einem Ort aus, welcher von der Oberfläche entfernt liegt, um dadurch eine Zirkulation in Gang zu setzen, um zu gewährleisten, dass sämtliche von der Oberfläche entfernten Bereiche dem Vakuum wenigstens während eines Teils der Zeit ausgesetzt sind, während der die Schmelze dem Vakuum ausgesetzt ist, und

Aussetzen der Schmelze einem Wechselstromlichtbogen, welcher direkt zwischen nicht selbstverzehrenden Elektroden und der Schmelze während mindestens eines Teils der Zeit gezogen ist, in der die Schmelze der gleichzeitigen Wirkung von Vakuum und Spülgas ausgesetzt ist.

10. Metallformgesenk nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass das Vakuum eine Grösse in der Grössenordnung von etwa 1 mm Hg (133,3 Pa) oder niedriger während eines Teils der Zeit erreicht, in der die Schmelze dem Vakuum ausgesetzt ist.

11. Metallformgesenk nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass die endgültig erhaltenen Gasgehalte des Stahls H- 2,2 ppm, O-50 ppm, N-80 ppm oder weniger betragen.

12. Ein hochfester, verschleissfester, zäher Legierungsstahl mit folgender Zusammensetzung:

C 0,25-0,45

Mn 0,25-0,45

Mn 0,50-1,50

P 10,025 max.

S 0,025 max.

Si 0,30-0,70

Ni 0,40-1,40

Cr 1,25-1,75

Mo 0,30-0,70

Cu 0,60-1,50

Al 0,010-0,10

Fe Rest

13. Legierungsstahl nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl in einem Zustand, des Härtegrades H oder weicher ist.

14. Legierungsstahl nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl durch ein Verfahren hergestellt ist, welches die folgenden Schritte umfasst:

Herstellen einer Schmelze, welche sämtliche oben angegebenen Elemente enthält,

Hindurchleiten eines Spülmittels nach oben durch die Schmelze zu deren Oberfläche von einem Ort, welcher von der Oberfläche entfernt liegt, um dadurch eine Zirkulation in Gang zu setzen, um zu gewährleisten, dass alle von der Oberfläche entfernten Bereiche dem Vakuum mindestens während eines Teils der Zeit ausgesetzt sind, in der die Schmelze dem Vakuum ausgesetzt ist, und

Aussetzen der Schmelze einem Wechselstromlichtbogen, welcher direkt zwischen nicht selbstverzehrenden Elektroden und der Schmelze während mindestens eines Teils der Zeit gezogen ist, in der die Schmelze der gleichzeitigen Wirkung von Vakuum und Spülmittel ausgesetzt ist.

15. Legierungsstahl nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, dass das Vakuum 1 mm Hg (133,3 Pa) oder weniger während eines Teils der Zeit, in der die Schmelze dem Vakuum ausgesetzt ist, beträgt.

16. Legierungsstahl nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass die endgültig erreichten Gasgehalte des Stahls H-2,2 ppm, O-50 ppm, N-80 ppm oder weniger betragen.

17. Metallformwerkzeug mit folgenden Eigenschaften:

C 0,25-0,45

Mn 0,50-1,50

P 0,025 max.

S 0,025 max.

Si 0,30-0,70

Ni 0,40-1,40

Cr 0,25-1,75

Mo 0,30-0,70

Cu 0,60-1,50

Al 0,010-0,030

Fe Rest

388 BHN oder weniger,

welches die folgenden Eigenschaften aufweist:

Streckfestigkeit 164.000 psi (1.130 MPa)

Zugfestigkeit 190.000 psi (1.310 MPa)

45% Querschnittsverringerung

14,5% Dehnung

Charpy-Zähigkeit 36 ft-lbs. (48,8 J)

nach Anlassen bei 1.100º-1.130ºF (593,3-610ºC).

18. Metallformwerkzeug nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl durch ein Verfahren hergestellt wurde, weiches die folgenden Schritte umfasst:

Herstellen einer Schmelze, welche sämtliche oben angegebenen Elemente mit Ausnahme von Aluminium enthält,

Hindurchleiten eines Spülmittels nach oben durch die Schmelze zu deren Oberfläche von einem von der Oberfläche entfernt liegenden Ort, um dadurch eine Zirkulation in Gang zu setzen, um zu gewährleisten, dass sämtliche von der Oberfläche entfernten Bereiche während mindestens eines Teils der Zeit, in welcher die Schmelze dem Vakuum ausgesetzt ist, dem Vakuum ausgesetzt werden, und

Aussetzen der Schmelze einem Wechselstromlichtbogen, welcher direkt zwischen nicht selbstverzehrenden Elektroden und der Schmelze während mindestens eines Teils der Zeit gezogen wurde, in der die Schmelze der gleichzeitigen Wirkung von Vakuum und Spülmittel ausgesetzt ist.

19. Metallformwerkzeug nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, dass das Vakuum 1 mm Hg (133,3 Pa) oder niedriger während eines Teils der Zeit beträgt, in der die Schmelze dem Vakuum ausgesetzt ist.

20. Metallformwerkzeug nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, dass der letztlich erreichte Gasgehalt des Werkzeugs H- 2,2 ppm, O-50 ppm, N-80 ppm oder weniger beträgt.