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EP1882050A2 - Pulvermetallurgisch hergestellter, verschleissbeständiger werkstoff - Google Patents

Pulvermetallurgisch hergestellter, verschleissbeständiger werkstoff

Info

Publication number
EP1882050A2
EP1882050A2 EP06742765A EP06742765A EP1882050A2 EP 1882050 A2 EP1882050 A2 EP 1882050A2 EP 06742765 A EP06742765 A EP 06742765A EP 06742765 A EP06742765 A EP 06742765A EP 1882050 A2 EP1882050 A2 EP 1882050A2
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
weight
wear
resistant material
powder
alloy
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
EP06742765A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP1882050B1 (de
Inventor
Hans Berns
Andreas Packeisen
Werner Theisen
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
KOEPPERN ENTWICKLUNGS-GMBH
Original Assignee
Koppern Entwicklungs & Co KG GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Koppern Entwicklungs & Co KG GmbH filed Critical Koppern Entwicklungs & Co KG GmbH
Priority to SI200632073A priority Critical patent/SI1882050T1/sl
Publication of EP1882050A2 publication Critical patent/EP1882050A2/de
Application granted granted Critical
Publication of EP1882050B1 publication Critical patent/EP1882050B1/de
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
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    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
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    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals

Definitions

  • the invention relates to a powder metallurgically produced, wear-resistant material made of an alloy, and to a method for producing the material according to the invention, its use and a powder material.
  • Wear resistant alloys based on iron are widely used.
  • the wear resistance of the hardness of the martensitic metal matrix and the content of hard carbides, nitrides or borides of the elements chromium, tungsten, molybdenum, vanadium, molybdenum, niobium or titanium is achieved.
  • This group includes cold and high speed steels as well as white cast iron and hardfacing alloys.
  • the starting powder of these materials is an alloyed powder that is produced by atomizing a melt.
  • such powders are filled into thin sheet metal capsules which are compacted to a dense body after evacuation and seal welding in special autoclaves using hot isostatic pressing technique (HIP) at a temperature below the melting point and at an isostatic gas pressure of up to 2,000 bar.
  • HIP hot isostatic pressing technique
  • Subsequent hot forming (forging or rolling) converts the compacted capsules into semi-finished tool steel, which are available in different sizes on the market. From these semi-finished tools are generally made, which receive their hardness by a known as hardening heat treatment.
  • Hardening consists of austenitizing and cooling at such a rate that predominantly hard martensite is formed. With increasing wall thickness of the workpiece, the required cooling rate in the core is no longer achieved and the high hardness of martensite can only be adjusted to a certain depth of the workpiece. It is referred to as Einhärtungstiefe. In this case, the core is not through hardened. A variety of powder compositions for wear resistant materials are known, but these are generally insufficient in terms of their through-hardenability for thick-walled composite parts.
  • the HIP technique can be used not only in the production of semi-finished products made of powder metallurgy steel, but is also suitable for applying a layer made of powder with a thickness in the mm to cm range on a low-cost, usually tough steel substrate.
  • This technology known in the English-speaking world as HIP cladding, is increasingly being used more frequently for the production of highly wear-stressed components used in processing technology and polymer processing.
  • wear-resistant coating materials here u.a. atomized steel powders are used for which hard powder powders are sometimes added in view of high wear resistance. In this way, it is already possible today to provide workpieces with extremely wear-resistant layers, which exceed conventional wear components which are not produced by the powder-metallurgical method many times over.
  • New HIP systems are being manufactured for ever larger components, which in turn increase their wall thickness. This results in the problem of lack of hardening for the heat treatment of large-walled composite components necessary after tapping.
  • the aim of this heat treatment is the martensitic hardening of the coating material, which is largely consumed by wear during operation and therefore must be consistently hard. Because of the large risk of cracking and distortion in hard-containing alloys and abrupt cooling in water or oil, these cooling media precipitate, especially in the case of thick wall thicknesses, because of the associated high thermal stresses. Therefore, coating materials are required which can be converted into the hard martensite phase, which is necessary even for slower cooling of large composite components, eg in air, in vacuum furnaces with nitrogen pressure ⁇ 6 bar or in the HIP plant.
  • the steel powders known today are unsuitable for this purpose, since they have been optimized for semi-finished products and workpieces of smaller wall thicknesses. It is therefore the object of the present invention to provide alloys for the production of materials which make it possible that their matrix can be converted into the hard, wear-resistant martensite even at very slow cooling.
  • a wear-resistant material comprising an alloy comprising: 1, 5 - 5.5 wt .-% carbon, 0.1 - 2.0 wt .-% silicon, max. 2.0 wt.% Manganese, 3.5-30.0 wt.% Chromium, 0.3-10 wt.% Molybdenum, 0-10 wt.% Tungsten, 0.1-30 wt. % Vanadium, 0-12% by weight of niobium, 0.1-12% by weight of titanium, 1.3-3.5% by weight of nickel, remainder iron and production-related impurities, the content of carbon satisfying the following condition :
  • T is H the hardening temperature.
  • the austenite-stabilizing effect of the nickel makes it possible to convert the alloys into the hard, wear-resistant martensite even at very slow cooling. Since in addition to the nickel content for austenite stabilization, in particular the carbon is important, but the same is bound in different carbide grades in different levels, it must be related to the other alloying elements in view of the desired hardenability. In this case, the C content calculated in summands S1 and S2 stands for the proportion of carbon that is indissolubly bound in the various carbide types.
  • Summand S3 represents a proportion of carbon which, with sufficient molybdenum content in the alloy, can be solved by choosing the austenitizing temperature in the metal matrix. As the hardening temperature increases, more molybdenum-containing carbides are dissolved. As a result, the austenite becomes richer in molybdenum and carbon which expand the austenite area and thereby increase the critical cooling rate.
  • the material according to the invention can be hardened cost-effectively by known measures, wherein even thick-walled components are cured without increased costs.
  • the wear-resistant material may consist of an alloy having the chemical composition: 1, 5 - 5.5 wt .-% carbon, 0.1 - 2.0 wt .-% silicon, max. 2.0 wt.% Manganese, 3.5-30.0 wt.% Chromium, 0.3-10 wt.% Molybdenum, 0-10 wt.% Tungsten, 0.1-30 wt. % Vanadium, 0-12% by weight of niobium, 0.1-12% by weight of titanium, 1.3-3.5% by weight of nickel, remainder iron and production-related impurities, the content of carbon satisfying the following condition :
  • the proportion of vanadium in the alloy of the wear-resistant material may be less than 11, 5 wt .-%, preferably less than 9.5 wt .-%, particularly preferably less than 6.0 wt .-%. In this case, it is particularly preferred if the volume fraction of the vanadium carbide in the alloy is less than 18.5% by volume. Corresponding areas have proven to be particularly suitable in the practice of the invention.
  • the alloy of the wear-resistant material 2.0 to 2.5 wt .-% carbon, max. 1, 0 wt .-% silicon, max. 0.6% by weight of manganese, 12.0 to 14.0% by weight of chromium, 1.0 to 2.0% by weight of molybdenum, 1.1 to 4.2% by weight of vanadium, 2, 0 - 3.5 wt .-% nickel, balance iron and unavoidable impurities include. This specific composition has proven to be particularly suitable in practice.
  • the alloy may additionally comprise 1-6% by weight of Co.
  • the alloy may additionally have 0.3 to 3.5 wt .-% N.
  • the addition of nitrogen has been found to be advantageous.
  • the proportion of nickel can be between 2.0 and 3.5%.
  • a corresponding nickel content is particularly suitable, in particular for quenching the material in static air.
  • the Ni content may be between 1.3 and 2.0%.
  • An alloy with a corresponding proportion of nickel is particularly suitable for cooling by gas ⁇ 6 bar.
  • a Ni content of 1.0 to 1.3% is suitable.
  • a prerequisite is that in the metal matrix a minimum chromium content of 12% is solved.
  • the summand S2 K is used for the summand S2 of the above equation, which takes into account the necessary chromium content.
  • the wear-resistant materials can be produced by a method, wherein first a melt is produced and the melt is further processed by one of the following methods: atomizing the melt into a powder or spray-compacting the melt. Consequently, the material according to the invention can be produced by various processes, thus making it possible on the one hand to produce powders and, on the other hand, by using spray compacting to produce the most varied semi-finished products as well as end products.
  • Another preferred embodiment comprises a production method in which first a melt is formed and then poured into a semifinished product and wherein the semifinished product is processed further to produce chips and / or powder.
  • the powder can be compacted at high pressure and / or elevated temperature into a semifinished product or end product.
  • Konppaktierclar offers this is exemplified by cold isostatic pressing, uniaxial pressing, extrusion, powder forging, hot isostatic pressing, diffusion and sintering sintering. In practice, it is thus possible to select a suitable method without limitation to produce a final product.
  • the powder can also be further processed by thermal spraying.
  • the semifinished product or an end product can be heated to the hardening temperature and then quenched.
  • a quenching process may be selected from the group comprising quenching in an oil, salt or polymer bath, quenching in a fluidized bed or spray, low and high pressure gas quenching.
  • the semifinished product or an end product may be heated to the hardening temperature and then cooled.
  • the preferred methods for cooling include cooling in slightly agitated air, cooling in still air, furnace cooling under normal atmosphere or inert gas, cooling in a HIP plant.
  • the quenching or cooling serves primarily for the purpose of curing.
  • the cooling can be interrupted by an isothermal holding step (interrupted hardening).
  • subsequent to the cooling from the curing temperature of a single or multiple tempering may be carried out in the temperature range of 150-750 0 C, so as to achieve a desired combination of properties of hardness and toughness.
  • the material according to the invention is used as a powder.
  • the material can be converted to a desired semifinished or final shape by a variety of different methods.
  • This also includes the use form as a layer component of composite components, in particular as a matrix powder for hard-metal matrix composites (metal matrix composites).
  • a field of application is the use of the wear-resistant material for the production of solid and hollow rolls.
  • Corresponding rolls can be used, inter alia, for the purpose of comminution, briquetting and compaction of natural, chemical or mineral feedstuffs, in particular cement clinker, ore and rock.
  • corresponding rollers for the purpose of Moving and transporting wear-promoting products are used, in particular of metallic rolled and forged products.
  • full or segmented rings of the wear-resistant material can be arranged by shrinking on full or hollow rollers. This is a practice proven method of applying the rings.
  • the wear-resistant material can be used for the production of thick-walled or compact components.
  • Corresponding components can be used, inter alia, in the field of wear protection in the extraction and processing and transport of natural, chemical or mineral goods, as well as metallic goods, polymeric goods, and ceramic goods.
  • the invention relates to a powder for producing a wear-resistant material, comprising: 1, 5 - 5.5 wt .-% carbon, 0.1 - 2.0 wt .-% silicon, max. 2.0 wt.% Manganese, 3.5-30.0 wt.% Chromium, 0.3-10 wt.% Molybdenum, 0-10 wt.% Tungsten, 0.1-30 wt. -% vanadium, 0 - 12 wt .-% niobium, 0.1 - 12 wt .-% titanium, 1, 3 - 3.5 wt .-% nickel, remainder iron and manufacturing impurities, wherein the content of carbon following condition Fulfills:
  • the invention relates to a powder for producing a wear-resistant material, having the following chemical composition: 1, 5 - 5.5 wt .-% carbon, 0.1 - 2.0 wt .-% silicon, max. 2.0 wt.% Manganese, 3.5-30.0 wt.% Chromium, 0.3-10 wt.% Molybdenum, 0-10 wt. % Tungsten, 0.1-30% by weight vanadium, 0-12% by weight niobium, 0.1-12% by weight titanium, 1.3-3.5% by weight nickel, remainder iron and production-related impurities, the content of carbon satisfying the following condition:
  • the powder can be used as a semi-finished product. This makes it possible, inter alia, that a customer transfers the semi-finished product to the desired final shape.
  • Another field of application is the use of the powder in powder form or as semifinished product as a layer material or layer component of composite components.
  • Yet another area of use is the use of the powder as a matrix powder for hard-metal-matrix composite elements.
  • Corresponding hard material-metal matrix composite elements are particularly suitable for the production of semi-finished products and composite components.
  • FIG 1 a and Figure 1 b time-temperature conversion diagrams of an alloy according to the invention (PM 1) and a commercially available PM steel
  • FIG. 2 tempering tempering temperatures of an alloy according to the invention (PM 1) and of a commercially available PM steel (X230 CrVMo 13-4)
  • FIG. 3 a shows the microstructure of a commercially available PM steel (X230CrVMo13-4)
  • FIG. 3 b shows a micrograph of an alloy (PM) according to the invention.
  • the heat treatment characteristics of hardenable steels and alloys are generally judged by time-temperature conversion charts (ZTU charts).
  • the ZTU diagram shown in FIG. 1 is used to compare an alloy according to the invention with a commercially available powder metallurgical steel having the composition X230CrVMo13-4 (material no. 1.2380). Since the formation of martensite for the said group of materials is essential to the cooling needs of the hardening temperature (here 1,050 0 C) take place so quickly that the soft structural phases ferrite and pearlite are avoided in the coating material.
  • the cooling rate of increased attention which is described in the heat treatment technology by the cooling time of 800 0 C to 500 0 C.
  • the cooling parameter ⁇ is formed, which is noted as a numerical value for some cooling curves in FIG.
  • the mode of action of the alloy according to the invention and in particular the addition of nickel and molybdenum can be described on the basis of the ZTU diagram in FIG. 1 b, which for an alloy variant PM 1 with 12.5% Cr, 3% Ni, 1.5% V, 2 % Mo, 2.5% C, 0.2% Ti, balance iron (X250CrNiVMo13-3-2-2) was determined.
  • balance iron X250CrNiVMo13-3-2-2
  • the pearlite field is disgusting and molybdenum addition has been shifted to the right on the logarithmic time axis and the beginning of the martensitic transformation (martensite start temperature) has been shifted downwards.
  • the addition of nickel and molybdenum, in combination with high tempering temperature leads to an increase in retained austenite, as the martensite finish temperature is pushed lower than room temperature.
  • FIG. 1 b has a macrohardness between 763 and 814 HV30 for such a cooling of the alloy PM 1 compared to the hardness of the conventional powder metallurgical steel of only 345 HV30. Consequently, considerably larger layer or wall thicknesses can also be through-cured in air, without having to resort to brittle quenching agents (Table 1).
  • the vacuum hardening with pressure gas quenching, which is frequently used today, can be replaced by the much more cost-effective and moreover reliable cooling of still air.
  • the alloys according to the invention open up the possibility of even martensitic hardening of thick-walled components in the case of the usually slow cooling of HIP temperature ( ⁇ approx. 130) (see FIG. 1 b). By this measure, the process of subsequent expensive vacuum curing can be completely saved. Since the cooling in many HIP systems can also be carried out under pressure, the risk of cracking, which increases with the hard phase content, can additionally be counteracted by isostatic pressure.
  • Chromium, vanadium and molybdenum alloyed steels of sufficient C content can be secondarily cured on tempering above 500 ° C. This allows the transformation of the remaining retained austenite by repeated tempering in the range of the secondary hardness maximum.
  • hardness initiation curves for the PM steel X230CrVMo13-4 and a variant PM1 alloyed according to claim 1 are shown in FIG. While the commercial powder metallurgical steel because of the desired fast Cooling was cured with ⁇ ⁇ 9 in oil, the steel PM1 according to the invention with a ⁇ of about 80 was cooled. Although in this case the starting hardness is slightly lower than in the conventional comparative steel because of high retained austenite contents, the same hardness as in the conventional steel is achieved by repeated tempering in the region of the secondary hardness maximum and the associated residual austenite transformation and special carbide precipitation.
  • the microstructure of the conventional Ni-free steel X230CrVMo13-4 and the alloy of the present invention are similar in terms of carbide type, size and volume fraction. Corresponding structures of the corresponding commercially available steel and the alloy according to the invention are shown in FIG.
  • Table 1 Maximum curable diameter of cylindrical bodies in mm when cooled in air and oil for a commercially available PM steel and an alloy variant according to the invention for selected cooling parameters ⁇ .

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Abstract

Die Erfindung betrifft einen verschleißbeständigen Werkstoff umfassend eine Legierung enthaltend: 1,5 - 5,5 Gew.-% Kohlenstoff, 0,1 - 2,0 Gew.-% Silizium, max. 2,0 Gew.-% Mangan, 3,5 - 30,0 Gew.-% Chrom, 0,3 - 10 Gew.-% Molybdän, 0 - 10 Gew.-% Wolfram, 0,1 - 30 Gew.-% Vanadium, 0 - 12 Gew.-% Niob, 0,1 - 12 Gew.-% Titan, 1,3 - 3,5 Gew.-% Nickel, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei der Gehalt an Kohlenstoff folgende Bedingung erfüllt: C<SUB>Legierung</SUB> [W %] = S1 + S2 + S3 mit S1 = (Nb + 2(Ti + V - 0,9))/a, S2 = (Mo + W/2 + Cr - b)/5, S3 = c + (T<SUB>H</SUB> - 900) 0,0025, wobei 7 < a < 9, 6 < b < 8, 0,3 < c < 0,5 und 900°C < T<SUB>H</SUB> < 1220°C. Ferner betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung des verschleißbeständigen Werkstoffes sowie Verwendungen der Werkstoffe.

Description

„Pulvermetallurgisch hergestellter, verschleißbeständiger Werkstoff"
Die Erfindung betrifft einen pulvermetallurgisch hergestellten, verschleißbeständigen Werkstoff aus einer Legierung, sowie ein Verfahren zur Herstellung des erfindungsgemäßen Werkstoffes, dessen Verwendung und ein Pulvermaterial.
Verschleißbeständige Legierungen auf der Basis von Eisen sind weit verbreitet im Einsatz. Hierbei wird der Verschleißwiderstand aus der Härte der martensitischen Metallmatrix und dem Gehalt an harten Karbiden, Nitriden oder Boriden der Elemente Chrom, Wolfram, Molybdän, Vanadium, Molybdän, Niob oder Titan erzielt. Zu dieser Gruppe zählen Kalt- und Schnellarbeitsstähle ebenso wie weiße Gusseisen und Hartauftragschweißlegierungen.
Im Bemühen um feine Karbide, deren homogene Verteilung und hohe Gehalte, zur Verbesserung der Verschleißbeständigkeit, wurden pulvermetallurgische Stahllegierungen entwickelt. Das Ausgangspulver dieser Werkstoffe ist ein legiertes Pulver, das durch Verdüsen einer Schmelze erzeugt wird. Üblicherweise werden derartige Pulver in dünne Blechkapseln gefüllt, die nach dem Evakuieren und Dichtschweißen in speziellen Autoklaven unter Verwendung der heißisostatischen Presstechnik (HIP) bei einer Temperatur unterhalb des Schmelzpunktes und bei einem isostatischen Gasdruck von bis zu 2.000 bar zu einem dichten Körper kompaktiert werden. Durch anschließendes Warmumformen (Schmieden oder Walzen) werden die kompaktierten Kapseln zu Halbzeugen aus Werkzeugstahl umgearbeitet, die in unterschiedlichen Abmessungen auf dem Markt erhältlich sind. Aus diesen Halbzeugen werden im allgemeinen Werkzeuge gefertigt, die durch eine als Härten bekannte Wärmebehandlung ihre Gebrauchshärte erhalten. Das Härten besteht aus einem Austenitisieren und Abkühlen mit solch einer Geschwindigkeit, dass überwiegend hartes Martensitgefüge gebildet wird. Mit zunehmender Wanddicke des Werkstückes wird die dazu erforderliche Abkühlgeschwindigkeit im Kern nicht mehr erreicht und die hohe Härte des Martensits kann nur bis in einer gewissen Tiefe des Werkstückes eingestellt werden. Sie wird als Einhärtungstiefe bezeichnet. In diesem Fall ist der Kern nicht durchgehärtet. Es sind eine Vielzahl von Pulverzusammensetzungen für verschleißbeständige Werkstoffe bekannt, diese reichen im Hinblick auf ihre Durchhärtbarkeit jedoch für dickwandige Verbundteile im allgemeinen nicht aus. Beispielhaft seien hier ein Stahlmatrix- Hartstoff-Verbundwerkstoff genannt, offenbart in der DE 3508982, sowie ein pulvermetallurgisch hergestelltes Stahlerzeugnis mit hohem Vanadiumkarbidanteil, wie in der DE 2937724 sowie der EP 0515018 beschrieben.
Die HIP-Technik kann nicht nur bei der Herstellung von Halbzeugen aus pulvermetallurgisch hergestelltem Stahl eingesetzt werden, sondern eignet sich auch zum Aufbringen einer aus Pulver hergestellten Schicht mit einer Dicke im mm- bis cm-Bereich auf einem kostengünstigen, meist zähen Stahlsubstrat. Diese im englischen Sprachraum als HIP- Cladding bezeichnete Technologie wird zunehmend verbreiteter zur Herstellung von stark verschleißbeanspruchten Bauteilen verwendet, die in der Aufbereitungstechnik und der Polymerverarbeitung Anwendung finden. Als verschleißbeständige Schichtwerkstoffe kommen hierbei u.a. verdüste Stahlpulver zur Anwendung, denen mit Blick auf einen hohen Verschleißwiderstand teilweise noch Hartstoffpulver zugesetzt werden. Auf diese Weise lassen sich heute bereits Werkstücke mit extrem verschleißbeständigen Schichten versehen, die herkömmliche, nicht auf dem pulvermetallurgischen Wege hergestellte Verschleißbauteile in der Lebensdauer um ein Vielfaches übertreffen. Neue HIP-Anlagen werden für immer größere Bauteile hergestellt, die somit auch in ihrer Wandstärke größer werden. Daraus erwächst für die nach dem Hippen notwendige Wärmebehandlung großwandiger Verbundbauteile das Problem der mangelnden Einhärtung.
Ziel dieser Wärmebehandlung ist die martensitische Durchhärtung des Schichtwerkstoffes, der im Betrieb weitgehend durch Verschleiß aufgezehrt wird und deshalb durchgängig hart sein muss. Wegen der großen Riss- und Verzuggefahr bei hartstoffhaltigen Legierungen und schroffer Abkühlung in Wasser oder Öl scheiden diese Abkühlmedien insbesondere bei dicken Wandstärken wegen der damit verbundenen hohen thermischen Spannungen aus. Es werden daher Schichtwerkstoffe gefordert, die auch bei langsamer Abkühlung großer Verbundbauteile, z.B. an Luft, in Vakuumöfen mit Stickstoffdruck < 6 bar oder in der HIP-Anlage durchgreifend in die harte, für einen hohen Verschleißwiderstand notwendige, Martensitphase übergeführt werden können. Die heute bekannten Stahlpulver sind zu diesem Zweck ungeeignet, da sie für Halbzeuge und Werkstücke kleinerer Wandstärken optimiert wurden. Es ist daher die Aufgabe der vorliegenden Erfindung Legierungen für die Herstellung von Werkstoffen bereitzustellen, die es ermöglichen, dass ihre Matrix auch bei sehr langsamer Abkühlung in den harten verschleißbeständigen Martensit übergeführt werden kann.
Diese Aufgabe wird durch einen verschleißbeständigen Werkstoff gelöst, umfassend eine Legierung enthaltend: 1 ,5 - 5,5 Gew.-% Kohlenstoff, 0,1 - 2,0 Gew.-% Silizium, max. 2,0 Gew.-% Mangan, 3,5 - 30,0 Gew.-% Chrom, 0,3 - 10 Gew.-% Molybdän, 0 - 10 Gew.-% Wolfram, 0,1 - 30 Gew.-% Vanadium, 0 - 12 Gew.-% Niob, 0,1 - 12 Gew.-% Titan, 1 ,3 - 3,5 Gew.-% Nickel, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei der Gehalt an Kohlenstoff folgende Bedingung erfüllt:
ÜLegierung [W %] = S1 + S2 + S3 mit S1 = (Nb + 2(Ti + V - 0,9))/a, S2 = (Mo + W/2 + Cr - b)/5, S3 = c + (TH - 900) ■ 0,0025, wobei 7 < a < 9, 6 < b < 8, 0,3 < c < 0,5 und 9000C < TH < 12200C. Hierbei ist TH die Härtetemperatur.
Entscheidend für das Erreichen des martensitischen Gefüges auch bei langsamer Abkühlung ist der Legierungsgehalt in der Metallmatrix. Prinzipiell wirken sich alle in der Metallmatrix gelösten Legierungselemente günstig aus, die in den nachfolgend gezeigten ZTU-Schaubildem die „Perlitnase" nach rechts verschieben. Dazu gehören neben dem Kohlenstoff die Elemente Chrom, Molybdän, Vanadium, vor allem aber auch Nickel, das aus diesem Grund in den erfindungsgemäßen Legierungen Verwendung findet. Zwar ist die austenitstabilisierende Wirkung von Nickel bekannt, jedoch hat es in nennenswerten Gehalten keinen Eingang in die bisher bekannten PM-Legierungen gefunden. Das Einstellen eines gewünschten Nickelgehaltes in der Metallmatrix ist relativ einfach, da sich Nickel nicht an der für einen hohen Verschleißwiderstand notwendigen Karbidbildung beteiligt. Wegen der Anwesenheit der aus der Schmelze ausgeschiedenen Karbide ist der Nickelgehalt in der Matrix etwas höher als in der Legierung. Der Nickelgehalt wirkt hauptsächlich in der Metallmatrix und erweitert mit zunehmendem Gehalt das Austenit- gebiet. Es kann davon ausgegangen werden, dass der Nickelgehalt in der Metallmatrix je Volumenprozent an Karbid um 0,025 wt% oberhalb des Gehaltes an Nickel in der Legierung liegt. Die austenitstabilisierende Wirkung des Nickels ermöglicht es, die Legierungen auch bei sehr langsamer Abkühlung in den harten verschleißbeständigen Martensit zu überführen. Da neben dem Nickelgehalt für die Austenitstabilisierung insbesondere der Kohlenstoff von Bedeutung ist, gerade der aber in verschiedenen Karbidtypen in unterschiedlichen Gehalten gebunden wird, muss er mit Blick auf die gewünschte Härtbarkeit mit den übrigen Legierungselementen in Beziehung gesetzt werden. Dabei steht der in den Summanden S1 und S2 berechnete C-Gehalt für den Anteil an Kohlenstoff, der in den verschiedenen Karbidtypen unauflösbar gebunden wird.
Der Summand S3 repräsentiert einen Anteil an Kohlenstoff, der bei ausreichendem Molybdängehalt in der Legierung über die Wahl der Austenitisierungstemperatur in der Metallmatrix gelöst werden kann. Mit Zunahme der Härtetemperatur werden mehr molyb- dänhaltige Karbide aufgelöst. Dadurch wird der Austenit reicher an Molybdän und Kohlenstoff, die das Austenitgebiet erweitern und dadurch die kritische Abkühlgeschwindigkeit erhöhen.
Da die Karbidbildung mit den Elementen Cr, Mo, V und W jeweils in einer gewissen Bandbreite funktioniert, wurden die Faktoren a, b und c eingeführt.
Die Dimensionierung der anderen genannten Elemente, die die „Perlitnase" im ZTU- Schaubild nach rechts verschieben, ist sehr viel komplexer, da ein Teil von ihnen einerseits in nicht mehr auflösbaren aus der Schmelze ausgeschiedenen Karbiden, ein anderer Teil in beim Härten wiederauflösbare Karbide abgebunden wird.
Der erfindungsgemäße Werkstoff kann kostengünstig durch bekannte Maßnahmen gehärtet werden, wobei auch dickwandige Bauteile ohne erhöhte Kosten durchgehärtet werden.
Vorteilhafterweise kann der verschleißbeständige Werkstoff aus einer Legierung bestehen mit der chemischen Zusammensetzung: 1 ,5 - 5,5 Gew.-% Kohlenstoff, 0,1 - 2,0 Gew.-% Silizium, max. 2,0 Gew.-% Mangan, 3,5 - 30,0 Gew.-% Chrom, 0,3 - 10 Gew.- % Molybdän, 0 - 10 Gew.-% Wolfram, 0,1 - 30 Gew.-% Vanadium, 0 - 12 Gew.-% Niob, 0,1 - 12 Gew.-% Titan, 1 ,3 - 3,5 Gew.-% Nickel, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei der Gehalt an Kohlenstoff folgende Bedingung erfüllt:
CLeg.eruπg [W %] = S1 + S2 + S3 mit S1 = (Nb + 2(Ti + V - 0,9))/a, S2 = (Mo + W/2 + Cr - b)/5, S3 = c + (TH - 900) • 0,0025, wobei 7 < a < 9, 6 < b < 8, 0,3 < c < 0,5 und 9000C < TH < 12200C. Hierbei ist TH die Härtetemperatur. Diese Legierung hat sich in der Praxis besonders bewährt.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform kann der Anteil an Vanadium in der Legierung des verschleißbeständigen Werkstoffes weniger als 11 ,5 Gew.-%, vorzugsweise weniger als 9,5 Gew.-%, besonders bevorzugt unter 6,0 Gew.-% betragen. Hierbei ist besonders bevorzugt, wenn der Volumenanteil des Vanadiumcarbids in der Legierung weniger als 18,5 Vol.-% beträgt. Entsprechende Bereiche haben sich bei der Ausübung der Erfindung als besonders geeignet erwiesen.
Gemäß einer anderen bevorzugten Ausführungsform kann die Legierung des verschleißbeständigen Werkstoffes 2,0 - 2,5 Gew.-% Kohlenstoff, max. 1 ,0 Gew.-% Silizium, max. 0,6 Gew.-% Mangan, 12,0 - 14,0 Gew.-% Chrom, 1 ,0 - 2,0 Gew.-% Molybdän, 1 ,1 - 4,2 Gew.-% Vanadium, 2,0 - 3,5 Gew.-% Nickel, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen umfassen. Diese spezifische Zusammensetzung hat sich in der Praxis als besonders geeignet erwiesen.
Vorteilhafterweise kann die Legierung zusätzlich 1-6 Gew.-% Co aufweisen.
Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform kann die Legierung zusätzlich 0,3 bis 3,5 Gew.-% N aufweist. In einigen Anwendungen hat sich die Zugabe von Stickstoff als vorteilhaft erwiesen.
Vorteilhafterweise kann der Anteil an Nickel zwischen 2,0 und 3,5 % betragen. In der Praxis hat sich erwiesen, dass ein entsprechender Nickelgehalt insbesondere bei der Abschreckung des Werkstoffes an ruhender Luft besonders geeignet ist.
Gemäß einer weiteren Ausführungsform der vorliegenden Erfindung kann der Ni-Gehalt zwischen 1,3 und 2,0 % betragen. Eine Legierung mit einem entsprechenden Anteil an Nickel eignet sich insbesondere für die Abkühlung durch Gas < 6 bar. Für höhere Abschreckdrücke eignet sich ein Ni-Gehalt von 1,0 bis 1 ,3%. Vorteilhafterweise kann der verschleißbeständige Werkstoff die Bedingung C-Legierung [w %] = S1 + S2K + S3 erfüllen, wobei S2K = (Mo + W/2 + Cr - b - 12)/5 mit 6 < b < 8 und Cr > 12. Diese Bedingung kann insbesondere in dem Fall eingesetzt werden, dass eine korrosionsbeständige Legierung gewünscht wird. Hierbei ist eine Voraussetzung, dass in der Metallmatrix ein Mindest-Chromgehalt von 12 % gelöst ist. In diesem Fall wird für den Summanden S2 der obigen Gleichung der Summand S2K eingesetzt, welcher den notwenigen Chromgehalt berücksichtigt.
Nach einer weiteren bevorzugten Ausführungsform kann der verschleißbeständige Werkstoffe durch ein Verfahren hergestellt werden, wobei zunächst eine Schmelze hergestellt wird und die Schmelze durch eines der folgenden Verfahren weiterverarbeitet wird: Verdüsen der Schmelze zu einem Pulver oder Sprühkompaktieren der Schmelze. Der erfindungsgemäße Werkstoff kann folglich durch verschiedene Verfahren hergestellt werden und ermöglicht so einerseits die Herstellung von Pulvern und andererseits durch Einsatz der Sprühkompaktierung die Herstellung der unterschiedlichsten Halbzeuge, wie auch Endprodukte.
Eine andere bevorzugte Ausführungsform umfasst ein Herstellungsverfahren, bei welchem zunächst eine Schmelze gebildet und anschließend zu einem Halbzeug gegossen wird und wobei das Halbzeug zur Erzeugung von Spänen und/oder Pulver weiterverarbeitet wird.
Vorteilhafterweise kann das Pulver bei hohem Druck und/oder erhöhter Temperatur zu einem Halbzeug oder Endprodukt konnpaktiert werden. Auch hier bieten sich eine Vielzahl möglicher Konnpaktierverfahren an, hierbei wird beispielhaft kaltisostatisches Pressen, uniaxiales Pressen, Strangpressen, Pulverschmieden, heißisostatisches Pressen, Diffusionsiegieren und Sintern genannt. In der Praxis ist es somit möglich, ein geeignetes Verfahren ohne Beschränkung auszuwählen um ein Endprodukt herzustellen.
Vorteilhafterweise kann das Pulver auch durch thermisches Spritzen weiterverarbeitet werden. Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform kann das Halbzeug oder ein Endprodukt auf die Härtetemperatur erwärmt und anschließend abgeschreckt werden. Hierbei kann zum Abschrecken ein Verfahren gewählt werden aus der Gruppe umfassend: Abschrecken in einem Öl-, Salz- oder Polymerbad, Abschrecken in einem Wirbelbett oder Sprühnebel, Nieder- und Hochdruckgasabschreckung.
Gemäß einer anderen bevorzugten Ausführungsform kann das Halbzeug oder ein Endprodukt auf die Härtetemperatur erwärmt und anschließend abgekühlt werden. Zu den bevorzugten Verfahren zur Abkühlung zählen hierbei, Abkühlung an leicht bewegter Luft, Abkühlung an ruhender Luft, Ofenabkühlung unter Normalatmosphäre oder Schutzgas, Abkühlung in einer HIP-Anlage.
Das Abschrecken bzw. Abkühlen dient hierbei in erster Linie zum Zwecke der Härtung.
Vorteilhafterweise kann die Abkühlung durch eine isotherme Haltestufe unterbrochen werden (unterbrochene Härtung).
Bevorzugt kann im Anschluß an die Abkühlung von der Härtetemperatur ein ein- oder mehrmaliges Anlassen in dem Temperaturbereich von 150-7500C durchgeführt werden, um so eine gewünschte Eigenschaftskombination von Härte und Zähigkeit zu erzielen.
Gemäß einer bevorzugten Verwendung, wird der erfindungsgemäße Werkstoff als Pulver eingesetzt. In der Form eines Pulvers kann der Werkstoff durch eine Vielzahl unterschiedlicher Verfahren in eine gewünschte Halbzeugform oder Endform überführt werden. Hierzu zählt auch die Einsatzform als ein Schichtbestandteil von Verbundbauteilen, insbesondere auch als Matrixpulver für Hartstoff-Metallmatrix-Verbunde (Metal Matrix Composites).
Ein Einsatzbereich ist die Verwendung des verschleißbeständigen Werkstoffes zur Herstellung von Voll- und Hohlwalzen. Entsprechende Walzen können unter anderem zum Zwecke der Zerkleinerung, Brikettierung und Kompaktierung von natürlichen, chemischen oder mineralischen Aufgabegütern eingesetzt werden, insbesondere von Zementklinker, Erz und Gestein. Ferner können entsprechende Walzen auch zum Zwecke des Bewegens und Transportierens verschleißfördernder Produkte eingesetzt werden, insbesondere von metallischen Walz- und Schmiedeerzeugnissen.
Noch ein anderer Einsatzbereich ist die Verwendung des verschleißbeständigen Werkstoffes zur Herstellung von Ringen, welche auf vollen oder hohlen Walzenkörpern angeordnet werden. In diesem Fall besteht nicht die ganze Walze, sondern nur eine Außenschicht aus dem verschleißbeständigen Werkstoff. Entsprechende Walzen können in dem gleichen Aufgabenbereich wie oben angeführt eingesetzt werden.
Vorteilhafterweise können volle oder segmentierte Ringe aus dem verschleißbeständigen Werkstoff durch Aufschrumpfen auf vollen oder hohlen Walzen angeordnet werden. Dies ist ein in der Praxis bewährtes Verfahren zur Aufbringung der Ringe.
Vorteilhafterweise kann der verschleißbeständige Werkstoff zur Herstellung von dickwandigen oder kompakten Bauteilen verwendet werden. Entsprechende Bauteile können unter anderem auf dem Gebiet des Verschleißschutzes in der Gewinnung und Verarbeitung sowie dem Transport natürlicher, chemischer oder mineralischer Güter, sowie metallischer Güter, polymerer Güter, sowie keramischer Güter eingesetzt werden.
Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform betrifft die Erfindung ein Pulver zur Herstellung eines verschleißbeständigen Werkstoffes, umfassend: 1 ,5 - 5,5 Gew.-% Kohlenstoff, 0,1 - 2,0 Gew.-% Silizium, max. - 2,0 Gew.-% Mangan, 3,5 - 30,0 Gew.-% Chrom, 0,3 - 10 Gew.-% Molybdän, 0 - 10 Gew.-% Wolfram, 0,1 - 30 Gew.-% Vanadium, 0 - 12 Gew.-% Niob, 0,1 - 12 Gew.-% Titan, 1 ,3 - 3,5 Gew.-% Nickel, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei der Gehalt an Kohlenstoff folgende Bedingung erfüllt:
CLegierung [W %] = S1 + S2 + S3 mit: S1 = (Nb + 2(Ti + V - 0,9))/a, S2 = (Mo + W/2 + Cr - b)/5, S3 = c + (TH - 900) 0,0025, wobei 7 < a < 9, 6 < b < 8, 0,3 < c < 0,5 und 9000C < TH < 122O0C.
Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform betrifft die Erfindung ein Pulver zur Herstellung eines verschleißbeständigen Werkstoffes, mit folgender chemischer Zusammensetzung: 1 ,5 - 5,5 Gew.-% Kohlenstoff, 0,1 - 2,0 Gew.-% Silizium, max. - 2,0 Gew.-% Mangan, 3,5 - 30,0 Gew.-% Chrom, 0,3 - 10 Gew.-% Molybdän, 0 - 10 Gew.- % Wolfram, 0,1 - 30 Gew.-% Vanadium, 0 - 12 Gew.-% Niob, 0,1 - 12 Gew.-% Titan, 1 ,3 - 3,5 Gew.-% Nickel, Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei der Gehalt an Kohlenstoff folgende Bedingung erfüllt:
CLegierung [W %] = S1 + S2 + S3 mit: S1 = (Nb + 2(Ti + V - 0,9))/a, S2 = (Mo + W/2 + Cr - b)/5, S3 = c + (TH - 900) • 0,0025, wobei 7 < a < 9, 6 < b < 8, 0,3 < c < 0,5 und 9000C < TH < 122O0C. Eine entsprechende Zusammensetzung hat sich in der Praxis besonders bewährt.
Vorteilhafterweise kann das Pulver als Halbzeug verwendet werden. Hierdurch wird unter anderem ermöglicht, dass ein Abnehmer das Halbzeug in die gewünschte Endform überführt.
Ein weiterer Einsatzbereich ist die Verwendung des Pulvers in Pulverform oder als Halbzeug als Schichtwerkstoff oder Schichtbestandteil von Verbundbauteilen.
Noch ein weiterer Einsatzbereich ist die Verwendung des Pulvers als Matrixpulver für Hartstoff-Metallmatrix-Verbundelemente. Entsprechende Hartstoff-Metallmatrix- Verbundelemente eignen sich insbesondere für die Herstellung von Halbfabrikaten und Verbundbauteilen.
Eine bevorzugte Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird im Folgenden anhand einer Zeichnung erläutert, diese soll jedoch den Umfang der Erfindung nicht beschränken.
Es zeigt
Figur 1 a und Figur 1 b Zeit-Temperatur-Umwandlungsschaubilder einer erfindungsgemäßen Legierung (PM 1) sowie eines kommerziell erhältlichen PM-Stahles
Figur 2 Härte-Anlasstemperaturen einer erfindungsgemäßen Legierung (PM 1 ) sowie eines kommerziell erhältlichen PM-Stahles (X230 CrVMo 13-4)
Figur 3 a das Gefüge eines kommerziell erhältlichen PM-Stahles (X230CrVMo13-4) Figur 3 b ein Gefügebild einer erfindungsgemäßen Legierung (PM). Die Wärmebehandlungscharakteristik härtbarer Stähle und Legierungen wird im allgemeinen anhand von Zeit-Temperatur-Umwandlungsschaubildern (ZTU-Schaubilder) beurteilt. Das in Figur 1 dargestellte ZTU-Schaubild dient zum Vergleich einer erfindungsgemäßen Legierung mit einem handelsüblichen pulvermetallurgischem Stahl mit der Zusammensetzung X230CrVMo13-4 (Werkstoff Nr. 1.2380). Da die Martensitbildung für die genannte Werkstoffgruppe unabdingbar ist, muss die Abkühlung von der Härtetemperatur (hier 1.0500C) so schnell erfolgen, dass im Schichtwerkstoff die weichen Gefügephasen Ferrit und Perlit vermieden werden. Aus diesem Grund gilt der Abkühlgeschwindigkeit erhöhte Aufmerksamkeit, die in der Wärmebehandlungstechnik durch die Abkühlzeit von 8000C auf 5000C beschrieben wird. Durch die Division der Abkühlzeit (in Sekunden) durch 100, wird der Abkühlparameter λ gebildet, der für einige Abkühlkurven in Abbildung 1 als Zahlenwert notiert ist.
Dem in Figur 1a dargestellten ZTU-Schaubild für den Stahl X230CrVMo13-4 ist zu entnehmen, dass in einem Bauteil nur in den Bereichen, in denen der Abkühlparameter λ < 9 ist, die für einen hohen Verschleißwiderstand notwendige hohe Härte erzielt werden kann. So liefert beispielsweise eine Abkühlung mit λ = 55 eine Härte von nur 345 HV30, eine solche Härte ist jedoch für Anwendungen als Werkzeug völlig unzureichend. Da λ im Inneren dickwandiger Bauteile größer ist als am Rand, und zudem vom Abkühlmedium abhängt, wird die Durchhärtbarkeit von Stahl häufig am Beispiel zylindrischer Körper beschrieben. Für diese einfache Geometrie ist der Wärmeübergang beim Abschrecken in verschiedenen Medien (Luft, Öl, Wasser) bekannt, so dass λ-Werte für das Innere der Zylinder angegeben werden können. Mit λ = 9 als Grenzwert für die kritische Abkühlgeschwindigkeit für den pulvermetallurgischen Stahl X230CrVMo13-4 kann dieser Stahl unter den in der nachfolgenden Tabelle 1 genannten Randbedingungen durchgehärtet werden. Die Tabelle enthält keine Angaben zur Wasserabschreckung, da diese technisch wegen der zu erwartenden Härterisse infolge zu schroffer Abkühlung nicht infrage kommt.
Die Wirkungsweise der erfindungsgemäßen Legierung und insbesondere der Zugabe von Nickel und Molybdän kann anhand des ZTU-Schaubildes in Figur 1 b beschrieben werden, das für eine Legierungvariante PM 1 mit 12,5 % Cr, 3 % Ni, 1 ,5 % V, 2 % Mo, 2,5 % C, 0,2 % Ti, Rest Eisen (X250CrNiVMo13-3-2-2) bestimmt wurde. Im Vergleich zum herkömmlichen nickelfreien Stahl X230CrVMo13-4 ist das Perlitfeld durch die Ni- ekel- und Molybdänzugabe auf der logarithmisch dargestellten Zeitachse weit nach rechts und der Beginn der martensitischen Umwandlung (Martensit-Start-Temperatur) nach unten verschoben worden. Die Zugabe von Nickel und Molybdän führt in Verbindung mit hoher Härtetemperatur zur Zunahme an Restaustenit, da die Martensit-Finish- Temperatur tiefer unter Raumtemperatur gedrückt wird.
Dadurch ergeben sich wärmebehandlungstechnische Vorteile, die mit herkömmlichen pulvermetallurgischen Legierungen bisher nicht zu erzielen sind. Die den Abkühlkurven zugeordneten Härtewerte belegen, dass mit der hier beispielsweise gezeigten Legierung das weiche, perlitische Gefüge zum Beispiel bei λ = 55 vermieden werden kann. Figur 1 b weist für eine derartige Abkühlung der Legierung PM 1 eine Makrohärte zwischen 763 und 814 HV30 auf, im Vergleich zu der Härte des herkömmlichen pulvermetallurgischen Stahles von nur 345 HV30. Folglich können auch erheblich größere Schicht- bzw. Wandstärken auch an Luft durchgehärtet werden, ohne dass auf schroffe Abschreckmittel zurückgegriffen werden muss (Tabelle 1). Die heutzutage häufig eingesetzte Vakuumhärtung mit Druckgasabschreckung kann durch die deutlich kostengünstigere und zudem sichere Abkühlung an ruhender Luft ersetzt werden.
Darüber hinaus eröffnen die erfindungsgemäßen Legierungen bei Anwendung der HIP- Technologie die Möglichkeit, selbst dickwandige Bauteile bei der üblicherweise vorliegenden langsamen Abkühlung von HIP-Temperatur (λ ca. 130) martensitisch zu härten (siehe Figur 1 b). Durch diese Maßnahme kann der Prozess der anschließenden teueren Vakuumhärtung vollständig eingespart werden. Da die Abkühlung in vielen HIP Anlagen auch unter Druck erfolgen kann, kann der mit dem Hartphasengehalt steigenden Rissgefahr zusätzlich durch isostatischen Druck entgegengetreten werden.
Mit Chrom, Vanadium und Molybdän legierte Stähle ausreichenden C-Gehaltes können beim Anlassen oberhalb von 5000C sekundär gehärtet werden. Dies ermöglicht die Umwandlung des verbliebenen Restaustenits durch mehrmaliges Anlassen im Bereich des Sekundärhärtemaximums.
In diesem Zusammenhang sind in Figur 2 Härte-Anlasskurven für den PM-Stahl X230CrVMo13-4 und eine gemäß Anspruch 1 legierte Variante PM1 dargestellt. Während der handelsübliche pulvermetallurgische Stahl wegen der gewünschten schnellen Abkühlung mit λ < 9 in Öl gehärtet wurde, wurde der erfindungsgemäße Stahl PM1 mit einem λ von ca. 80 abgekühlt. Zwar ist hierbei die Ansprunghärte wegen hoher Restaustenitgehalte bei der erfindungsgemäßen Legierung etwas geringer als bei dem herkömmlichen Vergleichsstahl, jedoch wird durch mehrmaliges Anlassen im Bereich des Sekundärhärtemaximums und der damit verbundenen Restaustenitumwandlung und Sonderkarbidausscheidung die gleiche Härte wie bei dem herkömmlichen Stahl erreicht.
Da sich Nickel nicht an der Karbidbildung beteiligt und vollständig in der Metallmatrix gelöst wird, sind die Gefüge des herkömmlichen Ni-freien Stahles X230CrVMo13-4 und der erfiπdungsgemäßen Legierung hinsichtlich Karbidtyp, -große und -volumenanteil ähnlich. Entsprechende Gefüge des entsprechenden kommerziell erhältlichen Stahles und der erfindungsgemäßen Legierung sind in Figur 3 dargestellt.
Tabelle 1: Maximal durchhärtbarer Durchmesser von zylindrischen Körpern in mm bei Abkühlung in Luft und Öl für einen kommerziell erhältlichen PM-Stahl und eine erfindungsgemäße Legierungsvariante für ausgewählte Abkühlparameter λ.

Claims

Ansprüche
1. Verschleißbeständiger pulvermetallurgisch hergestellter Werkstoff umfassend eine Legierung enthaltend:
1,5- 5,5Gew.-% Kohlenstoff 0,1 - 2,0 Gew.-% Silizium max. - 2,0 Gew.-% Mangan 3,5 - 30,0 Gew.-% Chrom 0,3-10 Gew.-% Molybdän 0 -10Gew.-% Wolfram 0,1-30 Gew.-% Vanadium 0 -12Gew.-% Niob 0,1 -12Gew.-% Titan 1,3 - 3,5 Gew. -% Nickel
Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei der Gehalt an Kohlenstoff folgende Bedingung erfüllt:
Cugierung [W %] = S1 + S2 + S3
mit:
51 = (Nb + 2(Ti + V - 0,9))/a
52 = (Mo + W/2 + Cr - b)/5
53 = c + (TH - 900) • 0,0025 wobei
7< a < 9
6<b<8
0,3<c<0,5
9000C < TH < 12200C.
2. Verschleißbeständiger pulvermetallurgisch hergestellter Werkstoff nach Anspruch 1 , aus einer Legierung mit der chemischen Zusammensetzung:
1,5- 5,5 Gew. -% Kohlenstoff 0,1- 2,0 Gew. -% Silizium max. - 2,0 Gew.-% Mangan 3,5 - 30,0 Gew.-% Chrom 0,3-10 Gew.-% Molybdän 0 -10Gew.-% Wolfram 0,1-30 Gew.-% Vanadium 0 -12Gew.-% Niob 0,1 -12Gew.-% Titan 1,3 - 3,5Gew.-% Nickel
Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei der Gehalt an Kohlenstoff folgende Bedingung erfüllt:
CLegierung [W %] = S1 + S2 + S3
mit:
51 = (Nb + 2(Ti + V - 0,9))/a
52 = (Mo + W/2 + Cr - b)/5
53 = c + (TH - 900) ■ 0,0025 wobei
7 < a <9
6<b<8
0,3 <c<0,5
9000C < TH < 12200^
3. Verschleißbeständiger Werkstoff nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Vanadium weniger als 11,5 Gew.-%, vorzugsweise weniger als 9,5 Gew.-%, besonders bevorzugt weniger als 6,0 Gew.-% beträgt.
4. Verschleißbeständiger Werkstoff nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung umfasst:
2,0 - 2,5Gew.-% Kohlenstoff max. 1,0Gew.-% Silizium max. 0,6 Gew.-% Mangan
12,0 - 14,0 Gew.-% Chrom
1.0 - 2,0 Gew.-% Molybdän
1.1 - 4,2 Gew.-% Vanadium 2,0 - 3,5 Gew.-% Nickel
5. Verschleißbeständiger Werkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Nickel zwischen 1 ,5 und 3,0 % beträgt.
6. Verschleißbeständiger Werkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Nickel zwischen 1 ,3 und 2,0 % beträgt.
7. Verschleißbeständiger Werkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil an Nickel zwischen 2,0 und 3,5 % beträgt.
8. Verschleißbeständiger Werkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung zusätzlich 1-6 Gew.-% Co aufweist.
9. Verschleißbeständiger Werkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung zusätzliche 0,3 bis 3,5 Gew.-% N aufweist.
10. Verschleißbeständiger Werkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Bedingung
CLegierung [w %] = S1 + S2K + S3 erfüllt ist, wobei
S2K = (Mo + W/2 + Cr - b - 12)/5 mit 6 < b < 8 und Cr > 12.
11. Verfahren zur Herstellung eines verschleißbeständigen Werkstoffes nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass zunächst eine Schmelze hergestellt wird und die Schmelze durch eines der folgenden Verfahren weiterverarbeitet wird:
-Verdüsen der Schmelze zu einem Pulver, -Sprühkompaktieren der Schmelze.
12. Verfahren zur Herstellung eines verschleißbeständigen Werkstoffes nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass zunächst eine Schmelze hergestellt wird, die Schmelze zu einem Halbzeug gegossen wird und das Halbzeug zur Erzeugung von Pulverspänen weiterverarbeitet wird.
13. Verfahren nach Anspruch 11 oder 12, dadurch gekennzeichnet, dass das Pulver zu einem Halbzeug oder Endprodukt kompaktiert wird.
14. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass das Kompaktier- verfahren ausgewählt ist aus der Gruppe umfassend: kaltisostatisches Pressen, u- niaxiales Pressen, Strangpressen, Pulverschmieden, heißisostatisches Pressen, Diffusionsiegieren und Sintern.
15. Verfahren nach Anspruch 11 oder 12, dadurch gekennzeichnet, dass das Pulver durch thermisches Spritzen weiterverarbeitet wird.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass das Halbzeug oder ein Endprodukt auf die Härtetemperatur erwärmt und anschließend abgeschreckt wird.
17. Verfahren nach 16, dadurch gekennzeichnet, dass zum Abschrecken ein Verfahren gewählt wird aus der Gruppe umfassend: Abschrecken in einem Öl-, Salz- oder Polymerbad, Abschrecken in einem Wirbelbett oder Sprühnebel, Nieder- und Hochdruckgasabschreckung.
18. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass das Halbzeug oder ein Endprodukt auf die Härtetemperatur erwärmt und anschließend abgekühlt wird.
19. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 18, dadurch gekennzeichnet, dass das Halbzeug oder Endprodukt von der Härtetemperatur durch eines der folgenden Verfahren abgekühlt wird, Abkühlung an leicht bewegter Luft, Abkühlung an ruhender Luft, Ofenabkühlung unter Normalatmosphäre oder Schutzgas, Abkühlung in einer HIP-Anlage.
20. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 29, dadurch gekennzeichnet, dass eine kontinuierliche Abkühlung durch isothermes Halten unterbrochen wird.
21 . Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 20, dadurch gekennzeichnet, dass im Anschluß an die Abkühlung von der Härtetemperatur ein ein- oder mehrmaliges Anlassen in dem Temperaturbereich von 150-7500C durchgeführt wird.
22. Verwendung des verschleißbeständigen Werkstoffes nach einem der Ansprüche 1 bis 10 oder des nach dem Verfahren der Ansprüche 11 bis 21 hergestellten Werkstoffes, zur Herstellung von Voll- und Hohlwalzen.
23. Verwendung des verschleißbeständigen Werkstoffes nach einem der Ansprüche 1 bis 10 oder des nach dem Verfahren der Ansprüche 11 bis 21 hergestellten Werkstoffes, zur Herstellung von vollen oder segmentierten Ringen, welche auf vollen oder hohlen Walzenkörpern angeordnet werden.
24. Verwendung des verschleißbeständigen Werkstoffes nach Anspruch 22, dadurch gekennzeichnet, dass die Ringe durch Aufschrumpfen auf vollen oder hohlen Walzen angeordnet werden.
25. Verwendung des verschleißbeständigen Werkstoffes nach einem der Ansprüche 1 bis 10 oder des nach dem Verfahren der Ansprüche 11 bis 21 hergestellten Werkstoffes, zur Herstellung von dickwandigen oder kompakten Bauteilen.
26. Pulver zur Herstellung eines verschleißbeständigen Werkstoffes, umfassend: 1,5 - 5,5 Gew.-% Kohlenstoff
0,1 - 2,0 Gew. -% Silizium max. - 2,0 Gew.-% Mangan
3,5 - 30,0 Gew.-% Chrom
0,3 - 10 Gew.-% Molybdän
0 - 10 Gew.-% Wolfram
0,1 - 30 Gew.-% Vanadium
0 - 12 Gew.-% Niob 0,1 -12Gew.-% Titan 1,3 - 3,5Gew.-% Nickel
Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei der Gehalt an Kohlenstoff folgende Bedingung erfüllt:
CLegierung [W %] = S1 + S2 + S3
mit:
51 = (Nb + 2(Ti + V - 0,9))/a
52 = (Mo + W/2 + Cr - b)/5
53 = c + (TH - 900) • 0,0025 wobei
7< a <9
6<b<8
0,3 <c< 0,5
9000C < TN < 12200C.
27. Pulver nach Anspruch 26, mit der folgenden chemischen Zusammensetzung: 1,5- 5,5Gew.-% Kohlenstoff 0,1- 2,0Gew.-% Silizium max. - 2,0 Gew.-% Mangan 3,5 - 30,0 Gew.-% Chrom 0,3-10 Gew.-% Molybdän 0 -10Gew.-% Wolfram 0,1-30 Gew.-% Vanadium 0 -12Gew.-% Niob 0,1 -12Gew.-% Titan 1,3 - 3,5Gew.-% Nickel
Rest Eisen und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei der Gehalt an Kohlenstofffolgende Bedingung erfüllt:
CLegierung [W %] = S1 + S2 + S3
mit: 51 = (Nb + 2(Ti + V-0,9))/a
52 = (Mo + W/2 + Cr - b)/5
53 = c + (TH - 900) • 0,0025 wobei
7<a <9
6<b<8
0,3<c<0,5
9000C < TH < 12200C.
28. Verwendung des Pulvers nach Anspruch 26 oder 27 als Halbzeug.
29. Verwendung des Pulvers nach Anspruch 26 oder 27, dadurch gekennzeichnet, dass das Halbzeug durch Sprühkompaktierung hergestellt wird.
30. Verwendung des Pulvers nach Anspruch 26 oder 27 in Pulverform oder in Form eines Halbzeuges als Schichtbestandteil von Verbundbauteilen.
31. Verwendung des Pulvers nach Anspruch 26 oder 27 als Matrixpulver für Hartstoff- Metallmatrix-Verbundelemente.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3801958A4 (de) * 2018-05-28 2021-04-14 Damasteel AB Zuschnitt für einen gemusterten damaszener-gegenstand

Families Citing this family (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE0600841L (sv) * 2006-04-13 2007-10-14 Uddeholm Tooling Ab Kallarbetsstål
US9162285B2 (en) 2008-04-08 2015-10-20 Federal-Mogul Corporation Powder metal compositions for wear and temperature resistance applications and method of producing same
US9546412B2 (en) 2008-04-08 2017-01-17 Federal-Mogul Corporation Powdered metal alloy composition for wear and temperature resistance applications and method of producing same
US9624568B2 (en) 2008-04-08 2017-04-18 Federal-Mogul Corporation Thermal spray applications using iron based alloy powder
SE533991C2 (sv) * 2008-11-06 2011-03-22 Uddeholms Ab Förfarande för tillverkning av en kompoundprodukt med ett område med slitstark beläggning, en sådan kompoundprodukt och användningen av ett stålmaterial för åstadkommande av beläggningen
DE102008064190A1 (de) * 2008-12-22 2010-07-01 Corodur Verschleiss-Schutz Gmbh Verfahren zum Herstellen eines Pulvers
AT507215B1 (de) 2009-01-14 2010-03-15 Boehler Edelstahl Gmbh & Co Kg Verschleissbeständiger werkstoff
KR101091839B1 (ko) * 2009-03-10 2011-12-12 캐터필라정밀씰 주식회사 씰 제조용 합금주철, 씰 및 씰의 제조 방법
IT1395649B1 (it) * 2009-07-31 2012-10-16 Avio Spa Procedimento di fabbricazione di componenti ottenuti per sinterizzazione di leghe co-cr-mo aventi migliorata duttilita' alle alte temperature
MY164192A (en) * 2011-01-31 2017-11-30 William Sinclair Fifield Robin Hardbanding alloy
US8778259B2 (en) 2011-05-25 2014-07-15 Gerhard B. Beckmann Self-renewing cutting surface, tool and method for making same using powder metallurgy and densification techniques
RU2477200C1 (ru) * 2011-07-01 2013-03-10 Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Оренбургский государственный университет" Способ термической обработки спеченных изделий
GB2552629B (en) 2012-03-01 2018-03-07 Phoenix Product Development Ltd Toilet pan bodies
US20150007704A1 (en) * 2013-07-08 2015-01-08 Branson Ultrasonics Corporation Ultrasonic steel horn for tire cutting and method of manufacturing
DE102014103555A1 (de) * 2014-03-14 2015-09-17 Rwe Power Ag Formzeug aus pulvermetallurgischem Werkstoff
CN103938112B (zh) * 2014-04-10 2016-05-18 铜陵南江鑫钢实业有限公司 一种超高碳钢
CN103993217B (zh) * 2014-04-23 2016-05-18 中建材宁国新马耐磨材料有限公司 大型破碎机锤头的制备方法
CN103981427B (zh) * 2014-05-07 2017-01-18 中建材宁国新马耐磨材料有限公司 一种破碎机锤头及其制备方法
US9284631B2 (en) * 2014-05-16 2016-03-15 Roman Radon Hypereutectic white iron alloys comprising chromium and nitrogen and articles made therefrom
EP2975146A1 (de) * 2014-07-16 2016-01-20 Uddeholms AB Kaltarbeitsstahl
US9580777B1 (en) 2016-02-08 2017-02-28 Roman Radon Hypereutectic white iron alloys comprising chromium, boron and nitrogen and articles made therefrom
DE102016122673A1 (de) 2016-11-24 2018-05-24 Saar-Pulvermetall GmbH Eisen-Kohlenstoff-Legierung sowie Verfahren zur Herstellung und Verwendung der Legierung
RU2665643C1 (ru) * 2018-03-02 2018-09-03 Юлия Алексеевна Щепочкина Сплав на основе железа
CN109576604B (zh) * 2019-01-30 2021-04-27 沈阳大陆激光工程技术有限公司 一种用于激光制造的抗冲击耐磨材料
CN113862575A (zh) * 2021-09-29 2021-12-31 重庆长安汽车股份有限公司 一种铌钒复合微合金化热成形钢及其生产方法
CN114346238B (zh) * 2022-01-14 2022-08-26 中国科学院兰州化学物理研究所 一种超高温自润滑抗磨复合材料及其制备方法和应用
US12084732B2 (en) 2022-03-29 2024-09-10 Townley Foundry & Machine Co., Inc. Hypereutectic white iron alloy comprising chromium, boron and nitrogen and cryogenically hardened articles made therefrom
CN115233220B (zh) * 2022-08-04 2024-06-21 沈阳大陆激光工程技术有限公司 一种用于激光熔覆碳、硼共同强化的耐磨材料

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5411767B2 (de) 1973-01-24 1979-05-17
JPS52141406A (en) * 1976-05-21 1977-11-25 Kobe Steel Ltd Tool steel containing nitrogen made by powder metallurgy
US4249945A (en) * 1978-09-20 1981-02-10 Crucible Inc. Powder-metallurgy steel article with high vanadium-carbide content
DE3508982A1 (de) * 1985-03-13 1986-09-18 Seilstorfer GmbH & Co Metallurgische Verfahrenstechnik KG, 8092 Haag Stahlmatrix-hartstoff-verbundwerkstoff
JP2777716B2 (ja) * 1988-04-26 1998-07-23 株式会社小松製作所 焼結合金製フローティングシール及びその製造方法
JPH03257144A (ja) 1990-03-07 1991-11-15 Mitsubishi Materials Corp 耐焼付性および耐摩耗性のすぐれたＦ↓ｅ基焼結合金
US5238482A (en) * 1991-05-22 1993-08-24 Crucible Materials Corporation Prealloyed high-vanadium, cold work tool steel particles and methods for producing the same
US5458703A (en) * 1991-06-22 1995-10-17 Nippon Koshuha Steel Co., Ltd. Tool steel production method
DE4202828C2 (de) 1992-01-31 1994-11-10 Werner Dr Ing Theisen Verwendung einer verschleißbeständigen Legierung
JPH07166300A (ja) * 1993-12-13 1995-06-27 Kubota Corp 高速度鋼系粉末合金
GB9404786D0 (en) 1994-03-11 1994-04-27 Davy Roll Company The Limited Rolling mill rolls
US5900560A (en) * 1995-11-08 1999-05-04 Crucible Materials Corporation Corrosion resistant, high vanadium, powder metallurgy tool steel articles with improved metal to metal wear resistance and method for producing the same
JP3447031B2 (ja) * 1996-01-19 2003-09-16 日立粉末冶金株式会社 耐摩耗性焼結合金およびその製造方法
FI109555B (fi) * 1998-11-16 2002-08-30 Trueflaw Oy Menetelmä vikojen ja jäännösjännitysten tuottamiseksi
AT410448B (de) * 2001-04-11 2003-04-25 Boehler Edelstahl Kaltarbeitsstahllegierung zur pulvermetallurgischen herstellung von teilen
US6916444B1 (en) * 2002-02-12 2005-07-12 Alloy Technology Solutions, Inc. Wear resistant alloy containing residual austenite for valve seat insert
JP2004238721A (ja) 2003-02-10 2004-08-26 Sanyo Special Steel Co Ltd 耐食性に優れる高剛性鋼

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See references of WO2006117186A2 *

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3801958A4 (de) * 2018-05-28 2021-04-14 Damasteel AB Zuschnitt für einen gemusterten damaszener-gegenstand

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