Verfahren zur Herstellung von Halbzeug oder Fertigprodukten mit verbesserten Qualitätseigenschaften unter Warmformgebung gegossener Blöcke oder Blockteile aus Chrom und Nickel in einer Menge von zusammen mindestens 20% enthaltenden Stählen
Die vorliegende Erfindung befasst sich mit der Herstellung von Halbzeug oder Fertigprodukten aus hochlegierten Stählen, die Chrom und Nickel in einer Menge enthalten, die zusammen wenigstens 20% beträgt und die durch Erwärmen auf Temperaturen zwischen 1150oC und der Solidustemperatur in ein im wesentlichen aus Austenit und Ferrit bestehendes Phasengebiet gebracht werden können. Diese Legierungen können neben Eisen und unvermeidbaren Stahlbegleitern noch weitere Legierungselemente, wie z.B.
Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Wolfram, Molybdän, Vanadin, Niob, Kobalt, Kupfer, Titan, Zirkon, Aluminium und Stickstoff in einer zusammen 10% nicht übersteigenden Menge enthalten. Die Menge dieser zusätzlichen Legierungselemente ist vor allem aber dadurch begrenzt, dass oberhalb von 11500C ein im wesentlichen aus Austenit und Ferrit bestehendes Phasengebiet in allen Fällen vorhanden sein muss. Durch die zusätzliche Anwesenheit von Karbiden in diesem Phasengebiet wird das Wesentliche dieser Stähle im Hinblick auf die vorliegende Erfindung nicht verändert.
Nachstehend werden Beispiele für Stähle angeführt, bei denen das erfindungsgemässe Verfahren anwendbar ist.
1) max. 0,02% 0,4%Si, 1,7% Mn, 21,5% Cr, 11% Ni
2) max. 0,02% C, 0,45% Si, 1,55% Mn, 23,5% Cr, 13% Ni, max. 0,2% Mo, 0,7% Nb
3) max. 0,02% C, 0,45% Si, 1,55% Mn, 24,5% Cr, 12,5% Ni
4) 0,2% C, 1,05% Si, 0,85% Mn, 24% Cr, 13,5% Ni, 3%W
5) max. 0,08% C, 0,5% Si, 0,85% Mn, 23% Cr, 12,5% Ni 6) 0,12% c, 0,8% Si, 1,6% Mn, 29% Cr, 9% Ni
7) 0,2% C, 1,1% Si, 0,8% Mn, 25% Cr, 4% Ni,
0,16% N
8) 0,07% C, 0,5% Si, 0,5% Mn, 16,5% Cr, 6,7% Ni, 1%Al 9) 0,98% C, 0,5% Si, 0,8% Mn, 18% Cr, 13% Ni, 3% Mo, 0,5 % Ti
10) 0,08% C, 0,6% Si, 0,8% Mn, 18% Cr, 13% Ni, 3 % Mo, 0,8 % Nb 11)0,08%C,0,6%Si,0,8%Mn,18%Cr, 11%Ni, 2% Mo, 0,5% Ti
12) 0,08% C, 0,6% Si, 0,8% Mn, 18% Cr, 11% Ni,
2% Mo, 0,08% Nb.
Oberhalb von 11500C befinden sich die Stähle 1 bis 8 in einem aus Austenit und Ferrit bestehenden Phasengebiet, während die Stähle 9 bis 12 neben Austenit und Ferrit zusätz lich geringe Karbidanteile enthalten.
Bei der konventionellen Herstellung von Blöcken aus diesen und anderen Stählen, deren Verbesserung das Ziel der Erfin dung ist, entstehen zahlreiche Fehler, welche die Weiterverarbeitung erschweren und verteuern, das Ausbringen herabsetzen und die Gebrauchseigenschaften verschlechtern. Solche Fehler sind z.B. Poren, Hohlräume, Gasblasen, Lockerstellen, nichtmetallische Einschlüsse als Folge der Desoxydation oder als Folge der Berührung des flüssigen Stahles mit keramischen Massen.
Von besonderem Interesse für die Gebrauchseigenschaften und bei den Stählen mit niedrigen Kohlenstoffgehalten und hohen Chromgehalten in erhöhtem Masse auch für das Verhalten bei der Warmformgebung sind die Seigerungserscheinungen, wobei zwischen Blockseigerungen und Kristallseigerungen zu unterscheiden ist. Blockseigerungen sind Konzentrationsunterschiede von Begleit- und Legierungselementen des Stahles zwischen Blockrand und Blockmitte oder zwischen Blockkopf und Blockfuss. Diese Unterschiede sind durch übliche Probenahme für die chemische Analyse an verschiedenen Stellen des Blockes und durch übliche chemische Untersuchungen dieser Proben ermittelbar. Das Ausmass der Blockseigerungen ist jedoch im Vergleich zum Ausmass der Kristallseigerungen im allgemeinen gering.
Jedoch können die Blockseigerungen vor allem im Blockinneren übermässig hohe Ferritanteile in ungünstiger Verteilung auftreten, die zu erheblichen Schwierigkeiten bei der Warmformgebung führen. Auch die schädliche Wirkung der übrigen angeführten Fehler kann nicht übersehen werden.
Von grossem Einfluss auf das Verhalten bei der Warmformgebung sind darüber hinaus die Kristallseigerungen. Dies trifft vor allem dann zu, wenn bei der Warmformgebung neben Austenit grosse Ferritanteile vorhanden sind, da die Anordnung derselben in unmittelbarem Zusammenhang mit der
Anordnung der Kristallseigerungen steht. Besonders ungünstig ist es. wenn der Ferrit die Austenitkörner weitgehend ein schliesst. In solchen Fällen kann das Ausbringen bei der
Warmformgebung wirtschaftlich untragbar klein werden.
Ziel der vorliegenden Erfindung ist es. ein Verfahren zur
Herstellung von Stählen anzugeben, die weitgehend frei von den angeführten Fehlern sind und die sich insbesondere im
Hinblick auf die Seigerungserscheinungen durch einen Zustand weitgehender Homogenität auszeichnen, um hierdurch die
Verarbeitbarkeit zu erleichtern und die Gebrauchseigenschaf ten zu verbessern.
Es ist bekannt, dass die üblichen ümschmelzverfahren. wie das Vakuum-Lichtbogenverfahren mit selbstverzehrender
Elektrode, das Elektronenstrahl-Umschmelzverfabren oder das Elektroschlacken-Umschtnelzverfahren, bei denen das
Prinzip des wachsenden Blockes zur Anwendung kommt, zu Erzeugnissen führen. die sich im Vergleich zu konventionell hergestellten Blöcken durch verminderte Anteile an unerwünschten Stalilbegleitern. durch geringere Anteile an nichtmetallischen Einschlüssen. durch weitgehende Freiheit von Poren. Lockerstellen und Gasblasen und ausserdem als Folge der Anwendung des Prinzips des wachsenden Blockes durch die Abwesenheit von Blockseigerungen auszeichnen.
Das erreichbare Ausmass der Verminderung dieser Fehler ist bei Anwendung der angeführten Umschmelzverfahren verschieden und ausserdem auch von der herzustellenden Stahlsorte abhängig. Je nach den in dieser Hinsicht gestellten Anforderungen wird daher das zweckentsprechende Verfahren zu wählen sein.
Bei der Anwendung des Elektroschlacken-Umschmelzverfah- rens werden die besten Ergebnisse dann erzielt. wenn nicht mit Gleichstrom, sondern mit Wechselstrom gearbeitet und die Entstehung eines Lichtbogens vermieden wird.
Durch die Anwendung des Prinzipes des wachsenden Blokkes. gemäss welchem ein in beliebiger Weise, z.B. durch Stranggiessen. hergestelltes Vormaterial kontinuierlich abgeschmolzen und die in eine wassergekühlte Kokille tropfende Schmelze in dieser kontinuierlich erstarrt, wird ein Gussblock erhalten. der sich zur Weiterverarbeitung erheblich besser eignet als konventionell gegossene Blöcke.
Ein weiterer. das Verhalten bei der Warmformgebung und das Gebrauchsverhalten erheblich beeinflussender Fehler auch solcher blockseigerungsfreier Gussblöcke sind jedoch die Kristallseigerungen.
Die Ermittlung der Kristallseigerungen ist nur mit Hilfe der Elektronenstrahl-Mikro analyse möglich und erfolgt am besten durch Aufnahme von Konzentrationsprofilen. Für solche Aufnahmen können Proben quer zur Richtung der Dendritenachsen unter dem Elektronenstrahl mechanisch vorbeigeführt und die Konzentrationsänderungen des Elementes. auf dessen charakteristische Linie das Spektrometer eingestellt ist, mit dem Schreiber aufgezeichnet werden. Aus der Schreiberaufnahme müssen sowohl die Ausmasse der Entmischung. also die höchste und niedrigste Konzentration des aufzunehmenden Elementes. als auch die Abstände der zwischen den Dendriten auftretenden jeweiligen Seigerungsmaxima voneinander ermittelbar sein. Der Wert des Verhältnisses aus Konzentrationsmaximum zu Konzentrationsminimum eines Elementes ist dessen Seigerungsgrad.
Bei den Stählen, die gemäss der Erfindung in Betracht kommen. ist zu beachten. dass sich diese auch nach dem Abschrecken oder Abkühlen auf Raumtemperatur in einem aus Austenit und Ferrit bestehenden Phasengebiet befinden und dass die Legierungsanteile in diesen beiden Gefügebestandteilen verschieden hoch sind. Es ist daher notwendig, den Seigerungsgrad eines Legierungselementes in jedem Gefügebestandteil gesondert zu ermitteln. Im folgenden möge dies anhand eines Beispiels aufgezeigt werden:
In einem nach dem Elektroschlacken-Umschmelzverfahren hergestellten Gussblock mit einer Zusammensetzung entsprechend Stahl 7 wurden durch Auswertung von Schreiberaufnahmen im ferritischen Gefügebestandteil Chromgehalte zwischen
31,5 und 34,5, im austenitischen Gefügebestandteil solche zwischen 19,9 und 99,'rc ermittelt.
Hieraus ergibt sich im Ferrit ein Seigerungsgrad für das Chrom von 1,10 und im Austenit von 1.12. Die Nickelgehalte lagen im Ferrit zwischen 7.2 und 8,4, im Austenit zwischen 16,0 und 18. > c. Demnach betrug der Seigerungsgrad des Nickels im Ferrit 1.17 und im Austenit 1,16.
Durch eine Glühbehandlung von 24 Stunden Dauer bei 1200C konnten die Seigerungsgrade von Chrom und Nickel im Ferrit und im Austenit auf unter 1,05 gesenkt werden.
Hierdurch wurde ausserdem erreicht, dass der ursprünglich an den Austenitkorngrenzen in Form feiner Verästelungen angeordnete Ferrit kugelig oder nierenförmig eingeformt wurde und hierdurch den Charakter von Ferriteinschlüssen in einer austenitischen Grundmasse erhielt. Das Ausbringen bei der Herstellung von Warmbändern wurde durch diese Glühbehandlung um über 20% gesteigert. Ferner konnte mit Hilfe von Torsionsproben. mit denen die Warmverformbarkeit durch Ermittlung der Zahl der möglichen Verdrehungen bis zum Bruch bei einer bestimmten Temperatur beurteilt werden kann. festgestellt werden, dass die Verdrehzahl durch die angewendete Glühbehandlung mehr als verdoppelt wurde.
Wenn solche Glühbehandlungen an Stählen durchgeführt werden, die oberhalb von 1150 neben Austenit und Ferrit geringe Karbidanteile enthalten, sind diese Karbidanteile auch nach dem Abkühlen oder Abschrecken auf Raumtemperatur vorhanden. Bei der Aufnahme von Konzentrationsprofilen an solchen Stählen, deren Zusammensetzung beispielsweise jene der Stähle 9 bis 1 sein kann, besteht die Möglichkeit. dass vom Elektronenstrahl ein solches Karbid oder ein Karbidbereich erfasst wird. In diesen Fällen werden bei der Aufnahme von Chromprofilen deutlich erkennbare Konzentrationsmaxima des Chroms aufgezeichnet. die dann bei der Ermittlung des Seigerungsgrades für dieses Element ausser Betracht bleiben müssen.
In ähnlicher Weise müssen in solchen Fällen bei der Aufnahme von Nickelprofilen die im Karbidbereich auftretenden Konzentrationsminima unberücksichtigt bleiben.
Da im Ferrit das Diffusionsvermögen der Legierungselemente des Eisens grösser ist als im Austenit. ist es für praktische Zwecke ausreichend, die Kontrolle der Wirkung der Glühbehandlung mit der Elektronenstrahl-Mikroanalyse auf den austenitischen Gefüge bestandteil zu beschränken. Ferner ist es für praktische Zwecke ausreichend, die Kontrolle bei den gemäss der Erfindung in Betracht kommenden Stählen nur an einem der beiden Elemente Chrom oder Nickel vorzunehmen.
Es ist überraschend, dass Glühbehandlungen im Temperaturbereich der üblichen Diffusionsglühungen bei Stählen, die sich in diesem Temperaturbereich in einem aus Austenit und Ferrit im wesentlichen bestehenden Phasengebiet befinden, überhaupt sinnvoll sind. Die Verbesserungen des Verhaltens bei der Warmformgebung, das insbesondere in der möglichen Steigerung des Ausbringens zum Ausdruck kommt, sind jedoch eine ausreichende Rechtfertigung der Empfehlung dieser Massnahme. Die Kontrolle der Wirkung der Glühbehandlung mit Hilfe der Elektronenstrahl-Mikroanalyse im angegebenen Ausmasse ist deshalb unbedingt notwendig, weil unzureichend durchgeführte Glühbehandlungen lediglich erhebliche Kosten ohne Erreichung des gewünschten Effektes verursachen können.
Die Anwendung solcher Glühbehandlungen auf konventionell hergestellte Blöcke kann in vielen Fällen zu Verbesserungen führen. Eine Sicherheit hierfür ist jedoch deshalb nicht gegeben, weil die unvermeidbaren Fehler solcher Blöcke, z.B.
Poren oder Gasblasen, immer Anzeigen dafür sind, dass sich in der unmittelbaren Umgebung dieser Fehler erhebliche Anreicherungen an Legierungselementen und an unerwünschten Ausscheidungen befinden, deren Vermeidung nur durch Anwendung des Prinzipes des wachsenden Blockes möglich ist.
Auch die Blockseigerung, die grundsätzlich ähnliche Erscheinungen zur Folge hat, kann ebenfalls nur durch Anwendung des Prinzipes des wachsenden Blockes vermieden werden.
Bei der Durchführung von Glühbehandlungen zum Abbau der Kristallseigerungen ist grundsätzlich zu überlegen, ob hohen Temperaturen und kurzen Haltezeiten oder vergleichsweise niedrigen Temperaturen und langen Haltezeiten im Einzelfalle der Vorzug gegeben werden muss. Lange Haltezeiten haben vergleichsweise grössere Zunderverluste zur Folge und können ausserdem zu einer übermässigen Grobkornbildung führen. Dennoch sind lange Haltezeiten dann nicht zu vermeiden, wenn den betrieblichen Möglichkeiten Grenzen gesetzt sind. Glühtemperaturen, die unterhalb von etwa 1 1500C liegen, sind jedoch in allen Fällen unwirtschaftlich und daher abzulehnen.
Da Glühbehandlungen bei hohen Temperaturen Kornvergröberungen zur Folge haben, die im Falle der erfindungsgemäss in Betracht kommenden Stähle vor allem im austenitischen Gefüge anteil auftreten und qualitative Verschlechterungen zur Folge haben, wird gemäss der Erfindung empfohlen, in allen Fällen nach der erfolgten Glühbehandlung eine Warmformgebung vorzusehen, die vorzugsweise in dem für die jeweilige Stahllegierung üblichen Temperaturbereich vorzunehmen ist. Die Warmformgebung kann in an sich bekannter Weise zur Herstellung von Halbzeug oder Fertigprodukten durch Schmieden oder Walzen sowie durch Strangpressen oder Gesenkschmieden von Blöcken oder Blockteilen erfolgen.
Gegenstand der Erfindung ist somit ein Verfahren zur Herstellung von Halbzeug oder Fertigprodukten mit verbesserten Qualitätseigenschaften durch Warmformgebung gegossener Blöcke oder Blockteile aus hochlegierten, Chrom und Nickel in einer Menge von zusammen wenigstens 20% enthaltenden Stählen, die durch Erwärmung auf Temperaturen zwischen 11500C und der Solidustemperatur in ein im wesentlichen aus Austenit und Ferrit bestehendes Einphasengebiet gebracht werden können, und die Erfindung besteht darin, dass aus diesen Stählen zunächst ein für ein kontinuierliches Umschmelzverfahren geeignetes Vormaterial hergestellt, dieses kontinuierlich abgeschmolzene und die Schmelze in einer wassergekühlten Kokille nach dem Prinzip des wachsenden Blockes zur Erstarrung gebracht,
dass ferner der so erhaltene Gussblock in einem im wesentlichen aus Austenit und Ferrit bestehenden Phasengebiet bei Temperaturen von über 11500C und unterhalb der Solidustemperatur bis zur Erreichung eines mit Hilfe der Elektronenstrahl-Mikroanalyse feststellbaren Seigerungsgrades des Chroms oder des Nickels im austenitischen Gefügebestandteil von weniger als 1,05 geglüht wird und dass schliesslich der gekühlte Block oder Teile desselben zur Beseitigung der Kornvergröberung als Folge der Glühbehandlung und zur Herstellung des gewünschten Halbzeuges oder Fertigproduktes einer Warmformgebung unterzogen werden.
Durch die gemäss der Erfindung empfohlenen Massnahmen wird nicht nur die wirtschaftliche Herstellung von zum Teil sehr schwierig beherrschbaren Stahllegierungen ermöglicht, sondern darüber hinaus auch das Gebrauchsverhalten dieser Legierungen durch das erzielbare Ausmass an Homogenität, insbesondere das Korrosionsverhalten, das Schweissverhalten, das Verhalten gegen mechanische Beanspruchungen und ausserdem auch das Verhalten bei Dauerschwingbeanspruchungen, insbesondere durch weitgehende Vermeidung metallurgischer Kerben, nicht unerheblich verbessert.
Das Auftreten der Sigmaphase bei Stählen mit sehr hohen Chromgehalten, das neben Schwierigkeiten bei der Verarbeitung zu unerwünschten Versprödungserscheinungen im Endprodukt führt, wird bei Anwendung des Verfahrens der Erfindung entweder zur Gänze vermieden oder erfolgt durch den Abbau der Kristallseigerungen und durch die Vermeidung von Blockseigerungen in so gleichmässiger Verteilung, dass echte Werkstoffschädigungen aus diesem Grunde nicht mehr beobachtet werden können.
Bei der Durchführung des erfindungsgemässen Verfahrens sind selbstverständlich die an sich üblichen Massnahmen hinsichtlich der Kontrolle der Erzeugnisse und die Erfordernisse hinsichtlich der Blockbearbeitung zu beachten.